powder productıon and nano materıals - 6th International Powder ...

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
1

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
APPLICATIONS
www.turkishpm.org
2

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
DEvELOPMENT OF PM IN CHINA
Authors: Michael Godin, Bahar Bayar, Fenling Han
ABSTRACT
The continuous economic growth in China has an immense impact on the development of Chinese PM.
Widely known advantages such as low production cost are complemented by the increasing quality of
Chinese powders, PM parts and PM equipment.
The international trend towards production localization in the automotive sector is accompanied by political
pressure from Chinese government, which aims to have 50% local content in cars sold in China.
2009 Chinese car production reached 13 million, surpassing the US as the largest auto market in the
world. Other industries such as medical, computer and telecommunication increasingly make use of
Chinese PM.
The development of Chinese PM raises concerns among western PM competitors, however most PM
companies in China have a relatively low technological level and aren’t able to meet the highest standards
of foreign customers. Therefore the interest to purchase foreign PM equipment and technologies
offer various opportunities to foreign counterparts.
Overview
Abstract
1. History of PM in China
2. Automotive market in China 3.
3. PM in China - Market Data 4.
4. PM producers in China
• Changsha Xunda Powder Metallurgy
• NBTM New Materials Group
• Shanghai Automotive Powder Metallurgy
5. PM equipment
• Sintering Furnaces - Ningbo Dongfang Heating Equipment
• Compacting Presses - Nanjing Eastern Precision Machinery (EPM)
• Atomization - Changsha Easy Fashion Industry
• HIP & CIP - Beijing Isostatic Pressing Technology Engineering Center (IPTEC)
6. Iron and Copper Powder in China
7. MIM in China
8. PM education in China
9. Trends and Development of the Chinese PM industry
10. References
1. HISTORY OF PM IN CHINA
The PM industry in China started in the 1950s. One of the first enterprises to produce PM components
such as bearings was the company Shanghai Automotive Powder Metallurgy Co., Ltd. After China’s
opening policy starting 1979 the development of PM in China accelerated due to the many opportunities
3

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
to supply PM components to emerging automotive, motorbike, electronics and furniture industries. As of
the beginning of the 21st century, the automotive industry in China continues to develop at an accelerated
speed, increasingly driving the growth of China’s PM. Counting Powder, Mold, PM equipment and
component manufactures
in China, there are approximately 2000 PM enterprises in China.
2. AUTOMOTIvE MARkET IN CHINA
The Chinese automotive market has been constantly growing for the last 20 years. In 2010 more than
18 264 700 vehicles were manufactured in China, making the Peoples Republic of China to the largest
automotive producer in the world. 2010 the industry showed an increase of 32.44% compared to 2009.
The output of passenger vehicles was 13 897 100. The quantity of automotive PM parts reached 18
456T in 2010, an increase of 9.8% compared to 2009. The amount of PM structural parts reached 116
835T, sinter parts were 12 509T. The PM industry in China is largely concentrated in eastern coastal regions,
where most PM producers are located. However due to rising labor costs many enterprises have
started to move further inland where labor costs are still much less.
It can be predicted that China will continue to be a large and growing automotive market surpassing
20m cars in 2011. With an increasing amount of global automakers setting up their manufacturing plants
further inland in China, the PM industry will certainty continue growth in the next years. Currently only
3% of Chinese population have a driving license. Therefore there is a tremendous potential for the
automotive industry to further expand production and increase its sales in China. The PM industry in
China will benefit from the current 5 years plan of the Chinese Communist Party, which oblige automotive
producers to localize at least 50% of their automotive components. The governmental requirement
forces automotive producers to source their PM components locally and refrain from importing them
into China.
volkswagen and General Motors in China
Currently the VW and GM Groups are the most successful automotive corporations in China. Combined
the two companies have produced more than 3m vehicles in their manufacturing facilities across China
in 2010. VW and GM both entered the Chinese market in the early
1980s and have established various joint ventures with local partners. Their business models allowed
them to profit from the low production costs in China and substantially grow their business in cooperation
with their partners.
3. PM IN CHINA - MARkET DATA
Total PM Sales in 2010 reached 300m USD. A growth of 42% compared to 2009. PM in China is not as
closely related to the automotive market as it is in Europe or the US. Only 42% of all PM produced components
in China are automotive components. Another 20% of PM parts components for the motorbike
industry. More than 30% of all produced PM parts are supplied to non automotive related industries such
as electronics, household, tools and others.
China’s PM total output surpassed Japan in 2009, reaching 137 146T in 2010. The output of the largest
12 PM producers in China was more than 83 000T in 2009. China’s PM is currently Asia’s largest PM
market.
Largest PM producers in Mainland China (Sales):
1. Ningbo NBTM
2. Yanzhou Porite
3. Haian Yingqiu
4. Chongqing Huafu
5. Shanghai Automotive (SAIC)
China’s PM producers are not entirely focused on automotive products. Only five of the twelve largest
PM producers have more than 75% of their components produced for the automotive industry in 2009.
On average Chinese PM producers supplying 42% of its components to the automotive and 20% to the
motorbike industry.
4

4. PM PRODUCERS IN CHINA
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
To show a general overview about the Chinese PM producers three PM producers will be presented.
According to output in tons in 2009, the largest Chinese PM producer, Ningbo NBTM (#1 in China),
Shanghai SAIC Group (#8 in China) Changshu Xunda (#20 in China) are briefly presented.
NBTM New Materials Group Co., Ltd.
NBTM is a first listed foreign-controlled company in China, which
emerged from Ningbo Tongmuo Powder Metallurgy Co., Ltd. The company
is registered with the capital of 30m USD. The Mutsumi Special
Alloy Industry Co., Ltd. from Japan holds 33.34% of its shares. The
Group has seven production sites all over China, employing more than 3000 people. The companies
headquarter is in Ningbo, Zhejiang Province, approximately two hours south of Shanghai. Among others
NBTM supplies to BorgWarner, ZF, Magna, GM, BYD. Only 42% of the company’s production are
automotive components.
NBTM is the largest producer of sintered structural components in China. NBTM’s annual production
capacity is more than 40 000T. In 2010 the annual sales reached 170m USD. The sintered components
manufactured by NBTM are used in automobile, motorcycle, refrigerator and air-conditioner compressors
and power-tools. NTMB is exporting around 10% of its production to the US, Japan and Europe.
Shanghai Automotive Powder Metallurgy Co., Ltd. (SAIC)
SAIC is the oldest PM producer in China and is a completely government owned
enterprise. The company has been manufacturing PM components since the 1960s
and is currently the main PM supplier of GM and VW in Shanghai. Among others clients, the company
is supplying KIA, FAW and a few foreign clients. With 5000T annual production capacity and 34m USD
sales in 2010 the company belongs to largest PM producers in China.
Changshu Xunda Powder Metallurgy Co., Ltd.
Changshu Xunda is located 2 hours from Shanghai, in Changshu City, Jiangsu Province.
The company was founded in 1992 and is privately owned. Xunda employs 250 people
and has assets of 4m USD. The production facility covers an area of 20,000m 2 . Xunda
was ISO9001- 2000 certificated in 2001 and TS16949 & ISO14001 certificated in 2008.
Currently the production at Xunda, amounts 4m parts per month. The company produces products such
as gears and clutches in quantities of 500 000 and more pcs per year. Xunda has a full equipment park,
including more than 50 compacting presses ranging from 5T-500T, sizing presses, sintering furnaces,
after treatment equipment, mold making and machining equipment. In addition, Xunda has a lab with
all functions for 3D, precision air flow and strength testing. Xunda has also necessary equipment for
metallographic, material flow and hardness testing. And the heat treatment workshop is equipped with
an imported IPSEN furnace.
5. PM EqUIPMENT IN CHINA
Currently foreign PM equipment has less than 10% of the total market share in China. The main reason
is for the low market share is the high price of the foreign equipment and the long lead-times for spare
parts. In general Chinese PM Equipment costs approximately 30% of what foreign PM equipment costs.
In terms of quality, a difference remains between foreign and Chinese PM equipment, however there is a
rapid increase of the quality of Chinese PM Machinery. In addition most of the PM components produced
in China are rather simple and do not require highly sophisticated high precision equipment.
Isostatic Pressing Technology & Engineering Center (IPTEC)
IPTEC is the department of the China Iron & Steel Research Institute Group (CISRI) specialized in R&D
and production of isostatic pressing equipment. IPTEC has begun its R&D work and production of cold
isostatic presses (CIP) in 1956 and hot isostatic press (HIP) in 1972. In 1991, it developed its first sinter
hot isostatic press furnace (Sinter-HIP or SIP). It has been provided nearly two hundred of CIP, HIP and
Sinter-HIP furnaces for more than 100 customers in China and abroad. IPTEC’s equipments is widely
used in the molding, sintering and densification of high-temperature, titanium-aluminum and carbide alloys,
high performance ceramics, powder metallurgy and composite materials.
5

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The company currently currently has 40 employees in its production site in Hebei, 2h from Bejing. The
companies HQ is in Beijing, where 13 staff are involved in the company’s operations and R&D. Annually
IPTEC has the capacity to produce 20 Sintering HIP, 10 CIP and 5 HIP furnaces. The production time
for a sintering HIP is around 18 months, the cycle for a SIP takes 10 months.
Examples are:
IPTEC’s Sintering HIP (exported to South Korea in 2010):
• Size: 620x460x1700
• Temp: 1520°C
• Max. Load: 1500kg
• 5 MPa Argon: 1400 ºC ± 8 ºC
IPTEC’s HIP (Installed for a Chinese customer in 2009):
•Chamber size: Ø1250x2500mm
•Temp: 1400 ºC
•Max. Load: 10T
•1 5 0 Mp a: Argon Gas
Nanjing East Precision Machinery Co., Ltd (EPM)
EPM was established in 1995. EPM is a privately owned enterprise that specialized in the manufacturing
& development of powder forming technology, forming equipment, tool adapters and peripheral
equipment. It provided thousands of automatic dry powder compacting presses for magnetic materials,
special ceramic, PM, hard metals and carbon production.
Currently the Nanjing based company has 250 staff and produced 200 presses in 2010. Among its clients
are Miba, Ames, Tigra and Porite.
Ninbo Dongfang Heating Equipment Co., Ltd.
Ningbo Dongfang is the largest producer of heating equipment in China. With over 150 employees
the company has produced more than 100 sintering furnaces in 2010, reaching more than 10m USD
in sales last year. Some of the company’s clients are the Hawk Corp, FJ Automotive Denmark, Porite,
SAIC and NBTM.
The company is constantly expanding its product range and developed its first MIM batch furnace in
2010. One of its recently sold sintering furnaces for a US client was a 1150C furnace with only ±2C of
temperature difference at maximum operating temperature. With a production capacity of 240kg/hour
the furnace was built for up to 500g automotive and magnet component production.
Changsha Easy Fashion Equipment Co., Ltd.
Easy Fashion is a Changsha based company specializes in atomization equipment, vacuum and smelting
furnaces. With over 80 staff (6 R&D) the company manufactured 30 Vacuum and 6 atomization units
for Chinese and foreign clients in 2010.
6. POWDER PRODUCTION IN CHINA
Iron and Copper Powder
Ferrous Powder production in China has been growing annually by 20% for the last 10 year, reaching
180 000T or approximately 85% of the US production in 2010. Copper powder in China has already
surpassed the US production, reaching 30 000T in 2010.
6

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The Chinese government has implemented a 25% export tariff on metal powder made in China. The
current government restriction leads to market changes in China, making more high quality powder used
in China. The tariff on powder exports leads to an increase of quality of finished components since good
powder is being used domestically in China.
Iron Powder
Currently there are 28 ferrous powder producers in China, of which the seven largest have a market
share of 63%. The total output of ferrous powder in China has reached 295 000T in 2010 (Water Atomized
105 000T & reduced powder 186 000T).
Large Fe Atomized Powder producers in China
1. Laigang
2. Angang
3. Jiande
Large Fe Reduced Powder Producers in China
1. Laigang 2.
2. Wugang
3. Beipiao
4. Magang
Chinese powder is 50% cheaper than foreign powder. Therefore foreign powder is being replaced by
many components manufacturers with domestic powder.
Copper Powder
In 1960 only 40T of electrolytic Cu powder was produced in China. In 2009 the production of electrolytic
powder reached 20 500T. The total production of Cu powder in China has reached 40 500T.
Largest Cu powder producers in China
• Beijing GRIPM
• Chongqing Huahao
• Hengshui Runze
Cu powder produced in China:
• 50% Electrolytic
• 33% Atomized
• 10% Copper Coating, others
• 7% Reduced
7. METAL INjECTION MOLDING (MIM) IN CHINA
Metal Injection Molding is a rather small industry in Chinese PM market, which started commercial application
in the early 1990’s. With increasing foreign direct investment into China, Chinese MIM experienced
a high technological improvement and product innovation in recent years.
MIM sales in China in 2010 reached 55m USD. Compared to the sales in Asia of 450m USD, the MIM
market in China is still rather small, however continues to develop at an high speed pace. Currently
there are 70 MIM producers in China, of which most are located around eastern Chinese manufacturing
hubs such as Beijing, Shanghai and Guangzhou with most companies located in the provinces of
Jiangsu, Zhejiang and Guangdong.
Most commonly used materials in Chinese MIM are 17-4PH, 316L and FeNi alloys. MIM in China is
strongly focused on computer and communication components and only few companies in China are
manufacturing medical equipment and automotive components. Most of the 70 MIM producers in China
are manufacturing their own feedstock and using predominantly domestic equipment.
7

Trends of MIM in China
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The MIM industry in China is growing rapidly where an increasing number of MIM and MIM powder
newcomers can be seen. Due to high price foreign of MIM powder & feedstock foreign powder is being
replaced with domestic Chinese one.
An increasing use of cemented carbides, W & tool steels can be observed. Even though the MIM industry
in China is already 20 years old, the domestic demand has not yet started and the majority of MIM
enterprises highly depend on exports. However with an increasing awareness for the MIM technology,
a demand for MIM products in China is expected shortly.
Due to rapidly rising labor and material costs Chinese MIM is rapidly moving from very low automation
to semi automated production, with an increasing number of robotics and computer programmed machines
instead of manual labor. For that purpose Chinese MIM companies are heavily investing into the
purchase or own development of MIM equipment.
8. PM EDUCATION IN CHINA
There are four leading universities with a PM core engineering major in China. The leading PM University
is the Changsha Central South University. Other universities with a PM Major are Hefei Industrial,
Beijing Tech and Guangzhou Industrial. There are six leading PM R&D institutes in China. Powder
Metallurgical R&D institutes only accept PM master graduates. In 2010, there were over 500 graduates
with a PM major in China. The PM graduates are the main drive force behind the rapid development of
China’s PM industry.
9. TRENDS IN CHINESE PM INDUSTRY
Most Chinese PM factories use domestic equipment and do not export their production. However a
quick quality improvement of Chinese equipment can be seen, since the producers are forced to meet
the requirements of foreign PM end users who engage in manufacturing and assembling in China and
require the highest component quality.
An increasing number of PM factories in China start to import foreign equipment to replace domestic
one. Regarding the powder, foreign powder is replaced with domestic one, mainly due to a much lower
price comparable quality. China’s PM has gained increasing competitiveness in the world. As a result,
an increasing demand for training and education has become necessary.
8

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
THE PRACTICAL ANALYSIS OF FABRICATION OF A
COPPER PART BY METAL INjECTION MOLDING
Asghar SAFARIAN*, Karen ABRINIA ** and Amir Hossein BEHRAVESH ***
* Islamic Azad University, Maragheh Branch, Iran, asgharsafarian@iau-maragheh.ac.ir
** Tehran University, Faculty of Engineering, Department of Mechanical Engineering, Tehran,
Iran, cabrinia@ut.ac.ir
*** Tarbiat Modares University, Faculty of Engineering, Department of Mechanical Engineering, Tehran, Iran,
amirhb@modares.ac.ir
ABSTRACT
In the present work the application of MIM to metal matrix composites comprising of Copper powders is presented.
The processing steps are discussed and a suitable set of powder loading, mixing procedure, molding condition
and debinding/sintering schedule has been established. A defect-free cylindrical part was successfully produced
and finally the effects of injection temperature, density and debinding/sintering atmosphere were studied. Also the
possibility of manual mixing of powder/binder and direct injection of that mixture without having prepared granules
has experimented.
keywords: Metal Matrix Composites, Copper Powders, Debinding, Sintering, Powder Loading.
1. INTRODUCTION
The Metal Injection Molding (MIM) process is a combination of powder metallurgy and plastic injection molding
technologies. The process has been developed from the injection molding approach used for manufacturing of
plastic parts, but the technology for MIM is more complicated than that of plastic injection molding, which arises from
the need to remove the binder and to strengthen the part. The MIM process comprises of four main steps: mixing,
injection molding, debinding and sintering as illustrated in figure 1 [1].
Figure 1. Schematic diagram of MIM process.
9

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
In MIM process the most important thing is the technical information of these four steps which are different for
various materials. Therefore for each material some experiments should be done to get technical and applicable
data. That is what this study has tried to do for copper material which is very important in producing parts in different
sectors such as telecommunication, electricity, etc.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
2.1. Material
Copper gas-atomized powders (code No. 19190, Ghatran Shimi Co., Iran) with spherical shape and average
particle size smaller than 15 µm have been used in order to prepare the feedstock. The binder used in this work
is composite of 36% PP (fiber-free, Bandare Emam Petrochemical, IRAN), 60% paraffin wax (PW) and 4% stearic
acid (SA). Powder loading for this work is 94 wt.% copper and 6 wt.% binder.
In order to prepare the feedstock a manual mixing method has been used. For this purpose, at first step all PW
was melted and copper powders were added step by step. After this step other components were added based on
schedule shown in table 1.
The heating equipment was a normal gas burner with a controllable gas dial in a way that feedstock temperature
could be measured by a laser thermometer. In this step the used mixture was a fork shape manual one with rotation
of 200 rpm.
Table 1. Steps of feedstock manual mixing.
Steps Temperature Time of Mixing Materials to be Added
1 65° C ….. 100% PW
2 65° C 15 min 50% Copper Powder
3 65° C 25 min 50% Copper Powder
4 65° C 15 min 100% PP and SA
5 Cooling until 24° C 20 min …..
As the temperature was around the wax melting point, the only phenomenon happened in mixing step was powder
wetting by melted wax and therefore having powder and polymer stuck to each other what made a homogenous
physical feedstock not in granule form but in loose form of mixing which could easily fed into injection machine
hopper.
2.2. Molding
In this work a cylindrical part has been chosen as sample and one cavity mold with direct sprue has been designed
and made based on dimensions shown in Figure 2 (all dimensions are in mm). The prepared feedstock was injected
into the mold on a normal plastic injection machine (HAIDA HDX, 50 gr) with 7.5 MPa pressure and in two different
temperatures, 165°C and 185°C of feedstock temperature which was again measured by laser gun thermometer.
The injection process done in this situation and density measurement have proven that injection, with 165°C results
in homogenous and dense parts, while with 185°C, parts with low density were fabricated which could not be
debound and sintered to reach defect-free parts. The reason of this phenomenon will be discussed in following
sections.
Figure 2. Geometry of sample.
10

2.3. Debinding/Sintering
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Thermal debinding was used to extract the binder inside the green parts. In this step different green parts regarding
their density from 5.5 to 7 g/cm 3 were debound and so the effect of density on process and schedule of debinding
was determined. These densities are measured simply by weighting green parts and dividing them by part volume
(π×(20) 2 ×4). Table 2 shows the debinding steps done in a tube furnace with -0.5 bar vaccum and circulatory
system.
Table 2. Debinding steps.
Steps Heating Rate (°C/min) Debinding Temperature (°C) Debinding Holding Time (min)
1 0.5 100 30
2 1 250 30
3 2 500 15
After debinding the same furnace was used to get the brown parts sintered and these parts get directly into sintering
step from debinding. Sintering step was started from 500°C and in fact it continued from the debinding step. Table
3 illustrates this step in detail.
Table 3. Sintering steps.
steps
Heating Rate
(°C/min)
Sintering Temperature
(°C)
Sintering Holding Time
(min)
1(debinding last step) … 500 …
2 8 980 60
The total time needed for debinding and sintering is 550 min and 120 min respectfully. After these steps defect-free
parts were fabricated from brown parts and the best result was reached from the green parts with density near 7 g/
cm3. Figure 3 shows the whole diagram of debinding/sintering in one graph. Figure 4 illustrates the sintered defectfree
part regarding the final part density, mechanical properties like hardness and tensile, with total volumetrical
shrinkage of 13% which was measered by measuring the sintered part dimension and its weight.
3. RESULTS AND DISCUSSION
3.1. Influence of Injection Temperature
As it was explained before injection process was carried out in two temperatures, 165°C and 185°C. In 185°C
because of high temperature, there is a low viscosity of feedstock mainly about binder, and therefore possibility of
separation of binder/powder under injection pressure increases and so the percentage of defected parts with low
density arises. Also separation phenomenon shown in Figure 5 is a concern that will definitely affect the debinding
and sintering steps. This separation was happened during the experiments and because the pictures of these
parts were not clear, this phenomenon is shown in schematic form. Differences among movements behavior of
components in feedstock especially between powder and binder cause some problems in molding process and it
gets worse when temperature gets high and viscosity drops dramatically.
Figure 3. The graph of debinding/sintering. Figure 4. Sintered part.
11

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Therefore temperature should be near polymer melting point which causes optimum viscosity that makes the
feedstock flow and get molded better and prevents the separation of powder and binder. In this study temperature
of 165°C near the melting point of PP is optimum injection temperature that results in homogenous parts.
Another point to be considered is the difference between pure polymer and the present feedstock (powder/binder
suspension). Because of having the powder as metallic particles inside the feedstock, the machine barrel transfers
heat more easily and also there is interior friction that generates more heat inside the feedstock. Therefore the
injection temperature of pure polymer and this feedstock could not be equal. Therefore it seems that the lower
injection temperatures for this feedstock could have better injection results compared to pure PP.
Figure 5. Schematic shape showing the separation phenomenon in an injected part.
3.2. Influence of Green Part Density
Although a considerable amount of research has been focused on the relationship between the density and the
strength of sintered metal components [2-11], most of the investigations have not included both the low-density and
the high-density powder compacts. In the present work samples with density of 5.5 to 7 g/cm 3 were debound and
sintered in order to study its effect on process. Low density samples have higher amount of binder and therefore there
is not adequate compact of metallic particles. Consequently these samples will collapse in debinding stage and that
is what happened for samples with density under 6.5 g/cm 3 . Although samples with higher density (around 6.5 g/
cm3) were debound without losing their shape, the result of sintering and strength of these parts was not satisfying
(for example after sintering some parts with this density could crumbled easily). Figure 6 shows micrographs of
these parts. As it is shown in figure 6 there are some gray places that show the presence of porosity.
3.3. Influence of Debinding/Sintering Atmosphere
In this section the effect of furnace atmosphere were studied. Three different mediums were applied on samples in
order not to get them oxidized:, vacuum, Nitrogen and Argon gases. The mechanical properties of sintered metals
depend strongly on the porosity, inclusions, oxygen content and other metallurgical variables [12].
In this stage because of high temperature metallic samples could get oxidized easily. Therefore a -0.5 bar vacuum
air atmosphere was applied on samples during debinding/sintering stage. However the result was not satisfying
and all samples were oxidized which could be seen by color changes and very low strength that caused parts
crumbling by hand pressure. The reason could be the low degree of vacuum, but because of lack of efficient
vacuum equipment high degree of vacuum was not applied.
Second medium was Nitrogen that was applied on samples. Nitrogen could not prevent samples oxidation completely
and the sintered parts showed inappropriate mechanical properties which observed by some tests like tensile test.
The reason was the degree of gas purity and its flow rate of 50 cc/min that was not enough for this experiment.
(a) (b)
Figure 6. Micrographs of sintered parts (x1000),
a) green part density: 6.5 g/cm 3 and b) green part density: 7 g/cm 3 .
12

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Finally the last medium was studied and Argon was used with high purity and flow rate around 80 cc/min. Among
all these atmospheres Argon had the best result and sintered parts in third atmosphere got to reach the desired
mechanical properties compared to copper parts produced by other processes rather than MIM. It also should be
mentioned that in order to get the best result samples were located on graphite powders which got oxidized rapidly
and so could prevent metallic samples oxidation. Also it should be mentioned that the graphite powders were only
used in the last medium.
3.4. Influence of Feedstock Direct injection instead of prepared Granules
Making granules could expose some extra expense on metal injection molding. In this study an effort has been
done to examine the possibility of direct injection of feedstock with manual mixing (explained in section 2.1) not in
granule shape. The experiment has proven that in first stage of injection process, all injected parts (in this study
first ten parts) have low density and are not homogenous. While after some injection it turns to get better with high
quality. The reason could be the difference between movement behavior of binder and powder that makes them to
separate. After this separation, under applied pressure by screw, binder flows easily and fills the mold. Therefore
injected parts at first stage after starting point of injection have low density. However there is a slow flow for
powders. In other words, powders have gradually flow forward and gathered in front zone of barrel and get ready
to be injected to the cavity of mold. In this stage (after ten to fifteen parts) injected samples will have high density.
This phenomenon could happen periodically and there will be a combination parts with low and high density which
could heavily affect the production stability. As it mentioned before injection process have been done with normal
plastic machine with its normal screw that definitely could affect all process specially injection of feedstock without
granules. Although there is no absolute number of low density or high density parts based on which a injection
parameters could be set. Changes and optimization in screw design could cause the process and have different
results.
4. CONCLUSION
After various experiments done in this study, finally a defect-free part with total volumetrically shrinkage of 13% was
produced and all data needed for mixing, injection, debinding and sintering has determined. Also study of injection
temperature pointed out that injection temperature should be near polymer melting point and the more temperature
rises, the less samples density gets. With low density there is debinding and sintering problems. Even if there are
some samples with density near ideal densities, the sintered part shows inappropriate mechanical properties. In this
study the least density should be 7 g/cm 3 . Debinding and sintering stage have special concerns among which the
medium could be very important if the material is sensitive to oxygen, especially in high temperatures. For copper
samples debinding and sintering could be successful in Argon atmosphere with flow rate around 80cc/min.
REFERENCES
1. B.O. Rhee, “Processing Behavior of Powder/Binder Mixtures in Powder Injection Molding-Binder Separation
and Quick Freezing”, Doctor of Philosophy Thesis, Rensselaer Polytechnic Institute, School of Mechanical
Engineering, Troy, NY, USA, 1992.
2. A. Salak, V. Miskovic, E. Dudrova, E. Rudnayova, Powder Metall. Int. 6 (3) (1974) 128.
3. N.A. Fleck, R.A. Smith, Powder Metall. 24 (1981) 121-125.
4. V.T. Troshchenko, Sov. Powder Metall. Met. Ceram. 2 (1963) 179-184.
5. H.E. Exner, D. Pohl, Powder Metall. Int. 10 (1978) 193-199.
6. A. Bose, jOM 47 (8) (1995) 24-30.
7. G.F. Bocchini, Int. J. Powder Metall. 22 (3) (1986) 185-202.
8. A. Bose, J.J. Valencia, J. Spirko, R. Schmees, Advances in powder Metallurgy and Particulate Materials,
vol. 3, MIPIF, 1997, pp. 18099-18112.
9. G.F Bocchini, Int. J. Powder Metall. 22 (3) (1986) 185-202.
10. J.J. Valencia, T.J. McCabe, H. Dong, Advances in powder Metallurgy and Particulate Materials, vol. 2,
MIPIF, 1995, pp. 6205-6214.
11. T.J. Griffiths, R. Davies, M.B. Bassett, Powder metal. 22 (1979) 119-123.
12. R. Haynes, The Mechanical Behavior of Sintered Metals, Freund Pub., London, 1981.
13

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
THE PROCESSING OF Ni-RICH TiNi FOAMS WITH Mg SPACE HOLDER
TECNIqUE AND IN-VIVO EvALUATION AS GRAFT MATERIAL
G.İpek NAKAŞ*, B.Bertan ARPAK**, Şakir BOR***
*Middle East Technical University, Department of Metallurgical and Materials Engineering, 06800, Ankara, Türkiye,
inakas@metu.edu.tr
** Başkent University Faculty of Dentistry, Department of Oral and Maxillofacial Surgery, 06680, Ankara, Türkiye,
bertanarpak@gmail.com
***Middle East Technical University, Department of Metallurgical and Materials Engineering, 06800, Ankara,
Türkiye, bor@metu.edu.tr
ABSTRACT
Porous TiNi alloys are very promising materials for the biomedical applications due to their superelastic properties
and shape memory behavior in combination with the elastic module that are similar to that of bone. Surface roughness,
which is a critical parameter to employ the material as a graft, can be achieved by the powder metallurgical
processes. However, the close control of the pore size, geometry and orientation is still difficult to maintain. In this
study, magnesium space holder technique is employed for manufacturing TiNi foams that consist of interconnected
pores with homogeneous shape, size and distribution in addition to the surface quality necessary for bone growth.
Porous TiNi alloys, which were processed from prealloyed nickel-rich (50.8 at.%Ni) TiNi powder via sintering at
1100 ºC for 1 hours under protective gas atmosphere, were placed into the created defects on the femur of rats
for a period of 90 days to evaluate the bone healing process. Afterwards, processing technique was improved via
increasing sintering temperature and time to 1200 ºC and 2 hours, respectively. The processed TiNi foams that have
uniformly distributed and interconnected spherical pores within a size range of 250-600 µm, were in fully austenitic
state and the formation of secondary intermetallics as well as the oxidation, which is a major problem in dealing
with titanium alloys, was prevented according to the X-ray Diffraction (XRD) and scanning electron microscope
(SEM) analysis. Bone ingrowth was achieved in TiNi foams that have pore ratio in the range of 59-73 vol.%, and
no infection was observed for these osseointegrated grafts according to the histopathological evaluation. Although
no failure or bone resorption was observed for the grafted TiNi foams, the newly processed porous TiNi alloys were
subjected to compression tests in order to evaluate the mechanical compatibility for biomedical applications. It was
found that the mechanical properties could be adjusted by the alteration of the pore ratio and “stress shielding”
problem could be eliminated.
keywords: TiNi, porous, graft, compression, biocompatibility, bone growth
1. INTRODUCTION
Titanium and its alloys have been extensively studied and applied in the field of biomedical applications [1-3].
Among Ti alloys, TiNi has outstanding properties such as shape memory and superelasticity in addition to its elastic
modulus that is similar to that of cortical bone [2, 4]. Processing the TiNi alloys in porous form further enhances the
applicability of this alloy since the control of the mechanical response become possible via the adjustment of the
pore characteristics. On the other hand, there has been a debate about the biocompatibility, especially in terms of
possible toxic effects of Ni [5-8]. However, there are several inquiries indicating that Ni release will not occur since
the implant will not be subjected to such a corrosive environment that is strong enough to reduce the passive TiO2
layer formed on TiNi [6-8].
14

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
In addition to the mechanical and chemical, surface properties are also of vital importance in graft applications. The
surface roughness required for the bone to have a good contact with the implant material, which can be artificially
introduced to graft materials, is naturally present when the graft was processed via powder metallurgical methods.
Among the several powder metallurgical techniques, sintering with space holder method has the advantage of the
close control of pore shape, size and orientation. Therefore, Ni-rich TiNi foams, which were aimed to be used as
graft materials, were processed by Mg space holder technique. The evaluation of the processed foams as graft
materials were accomplished by the histopathological examination of the porous TiNi alloys after 90 days of implantation
to the femur of rats.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
In this research, prealloyed Ni-rich TiNi powder (Ti-50.8at%Ni, 99.9% purity, supplied by Nanoval GmbH & Co. KG)
were used as the raw material to overcome the formation of the secondary intermetallics such as Ti3Ni4, Ti2Ni3,
which degrades the mechanical properties. Magnesium (99.82% purity, supplied by TangshanWeihao Magnesium
Powder Co. Ltd.) was selected as the space holder since it prevents the oxidation of TiNi due to its higher oxygen
affinity. Both powders, which were produced by gas atomization, were in spherical shape with average particle sizes
of ~20 μm and 356 μm, respectively. The porosity ratio was adjusted with the amount of magnesium added. The
powder mixture having predetermined ratios was blended with the addition of polyvinyl alcohol (PVA) solution (2.5
wt.% PVA + distilled water) that was used as binder. After compaction of the powder under 400 MPa pressure that
is applied via hydraulic press, sintering were done at the atmosphere controlled furnaces. High purity (99.995%)
Argon gas was used for the atmosphere control. The compacted powder mixtures with a diameter of 3 mm and
height of 2 mm, which were processed for in-vivo evaluation, were sintered at 1100 °C for 1 hour. Another set of TiNi
foams having 10 mm diameter and aspect ratio of 1, were processed via sintering at 1200 °C for 2 hours to evaluate
the mechanical response of TiNi foams following the improvement obtained in processing technique. The heating
rate was kept constant at 6.5 °C/min for both of the processing techniques to assure sufficient sintering that would
prevent the collapse of the compact upon melting and evaporation of magnesium.
The porosity measurements were done according to the Archimedes principle by a precision balance equipped with
a density measurement kit. Scanning electron microscope (SEM) (JSM 6400, Jeol LTD, Tokyo, Japan) and X-ray
Diffraction (XRD) (Cu-Ka, Rigaku D/Max 2200/PC, Rigaku Corporation, Tokyo, Japan) analyses were employed to
examine the pore structure and the phases present in the sintered porous alloys.
Before the implantation of porous TiNi alloys, the residual MgO particles were eliminated with the nitric and hydrofluoric
acid solutions treatment and NaOH solution was used for the neutralization procedure. In addition, TiNi
graft materials were cleaned in ultrasonic bath with deionized water followed by the ethanol application for removing
the possible oil residuals. Moreover, the grafts were autoclaved at 121oC for 30 minutes just before the implantation
to the Sprague Dawley kind rats.
TiNi foams with three different pore ratios in the range of 59 - 73 vol.% were selected as graft materials for the evaluation
of bone growth. Accordingly, the rats were separated into 3 groups, each having 10 rats. The graft material
was placed in the bone defect, which was created on the femur of the rat, with 3 mm diameter and 2 mm depth. Only
one graft was implanted for each rat. The rats were continuously monitored for the infection or oedema formation as
well as the change in general behavior. However, no detrimental effects of the placed grafts were observed in any
of the rats during 90 days period of investigation. The grafts implanted were removed together with the femur for
histopathologic examination after the sacrification of the rats. The histopathologic samples were prepared with the
cutting-grinding method by the Sclerogenous Grinding Laboratory in the Dentistry Faculty of Hamburg University.
On the other hand, TiNi foams processed by sintering at 1200 °C for 2 hours were subjected to monotonic compression
tests to evaluate the mechanical response since the implant materials are generally subjected to compressive
loading. Compression tests were conducted with a constant crosshead speed of 0.1 mm/min by a 100 kN capacity
screw driven mechanical tester (Instron 3367, Instron Co. LTD., Norwood, USA).
3. RESULTS AND DISCUSSION
Porous TiNi alloys processed with three different amounts of Mg addition, namely 50, 60, and 70 vol.%, for both the
evaluation of bone growth and mechanical characterization. However, the differences in the sintering regime have
resulted in different porosity ratios measured at the end of processing as given in Table 1.
15

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Mg added
(vol.%)
50
60
70
50
60
70
Porosity
(vol.%)
59
66
73
49
58
64
The amount of porosity measured for the samples sintered at 1100 °C for 1 hour was found to be higher
than the amount of Mg added while the pore ratio is lower than the added Mg for the TiNi foams sintered
at 1200 °C for 2 hours. The change in porosity with the sintering regime is believed to be due the change
in the amount of microporosity. As the sintering temperature and time had increased, the diffusion rate
of the atoms and so the extent of sintering was increased. Accordingly, the amount of microporosity that
remained
in between the powders after sintering was decreased. The change of the amount of microporosity with
sintering regime was also revealed by SEM examination (Figure 1).
Figure 1. SEM micrographs indicating the microporosity for porous TiNi alloys sintered at (a) 1100 °C
for 1 hour and (b) 1200 °C for 2 hours.
On the other hand, all of the processed TiNi foams were found to be in austenitic (B2) state at room temperature
according to the XRD analysis results. As it was given in Figure 2, extra peaks with low intesity
were observed due to the presence of MgO residuals on the TiNi foams after processing. As mentioned
above, these residuals were removed by acid treatment before implantation.
16
Porosity
(vol.%)
1h at 1100°C
2h at 1200°C
Table 1.The change of porosity with sintering regime and the amount of Mg addition.
(a) (b)
Figure 2. Representative XRD analysis result for the processed TiNi foams.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Histopathologic examination showed that none of the grafts caused foreign body reaction or any inflammatory
changes. Independent form the porosity, the bone growth was observed into all samples without
forming a zone. The direct contact between the bone and the TiNi graft was observed indicating the low
level of oxidation that was achieved via sintering with Mg space holder technique (Figure 3a). Moreover,
the extent of osseointegration, which was achieved in 90 days of evaluation, was the evidence of the
biocompatibility of TiNi foams processed (Figure 3b). Although not quantized, the extent of bone growth
was observed to be increased with increasing porosity due to the increase in the interconnection between
the macropores.
10 µm
Figure 3. The results of hystopathologic evaluation indicating: (a) the direct contact of the bone with
the graft, (b) the extent of bone growth thorugh TiNi graft material.
Although the mechanical properties of porous TiNi foams sintered at 1100 °C for 1 hour were verified
to be sufficient for implant applications, the mechanical reponse of the TiNi foams processed with the
improved technique was also analyzed with uniaxial compression tests. The most important parameter
among the mechanical properties is the elastic modulus due to the “stress-shielding” problem that is
commonly encountered during use of implant materials. Stress-shielding is the resorption of the bone
when all applied load is carried by the implant, which has higher elastic modulus than that of the bone.
Therefore, the implant materials have to optimize high strength with low stiffness. As given in Table 2,
porous TiNi graft materials display a range of elastic moduli varying with porosity, enabling the use of
them as bone graft materials either for cancellous (< 3 GPa) or cortical bone (10-20 GPa) [4].
Porosity (vol.%) E (GPa) σ y (MPa) σ max (MPa)
49 8.71±0.24 147.93 ± 12.10 273.45 ± 9.25
58 5.87 ± 0.31 91.50 ± 8.50 174.75 ± 10.75
64 2.93 ±0.03 44.12 ± 7.65 93.27 ± 5.30
Table 2. The mechanical properties of TiNi foams sintered at 1200 °C for 1 hour, where E is Young’s
modulus, σy is yield strength and σmax is ultimate compressive strength (The given data is the
average of five tests for each level of porosity).
When it was considered that the mechanical properties enhance with the extent of sintering, which can
be achieved by raising the sintering temperature, even lower elastic moduli could have been achieved
for the grafted TiNi foams. Therefore, TiNi foams processed at 1200 °C are believed to be more prefereable
for implant applications due to the high strength achieved in combination with low elastic modulus.
CONCLUSIONS
In this research, porous TiNi alloys with homogeneously distributed, interconnected, spherical pores
were processed with Mg space holder technique. Two different sintering regimes were applied, one for
processing the graft materials and the other at a higher temperature for the mechanical characterisation.
The graft materials processed via sintering at 1100 °C for 1 hour with three different porosity ratio in the
range of 59-73 vol.% were implanted to the femur of the Sprague Dawley kind rats. The histopathological
examination revealed that bone growth had occurred into all of the implanted TiNi foams at a rate
17

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
proportional with the amount of porosity. Although none of the grafts sintered at 1100°C was failed or
no bone resorption was observed during 90 days of implantation, TiNi foams that were sintered at 1200
°C for 2 hours were mechanically characterized to investigate the possible improvement in mechanical
biocompatibility. It was observed that the elastic moduli varying in a broad range enable the use of the
high temperature processed TiNi foams for a wide range of applications having different requirements.
REFERENCES
1. Niinomi, M., “Mechanical Properties of Biomedical Titanium Alloys”, Materials Science and Engineering
A, Vol. 243, pp. 231–236, 1998.
2. Geetha, M., Singh, A.K., Asokamani, R., Gogia, A.K., “Ti Based Biomaterials, The Ultimate Choice
For Orthopaedic Implants – A Review”, Progress in Materials Science, Vol. 54, pp. 397–425,
2009. 3. Tarnıta,D., , Tarnıta, , D. N., Bîzdoaca, N., Mîndrıla, I., Vasılescu, M., “Properties and Medical
)
)
)
Applications of Shape Memory Alloys”, Romanian journal of Morphology and Embryology, Vol.
50, pp.15–21, 2009.
4. Bansiddhi, A., Sargeant, T.D., Stupp, S.I., Dunand, D.C., “Porous NiTi for Bone Implants: A Review”,
Acta Biomaterialia, Vol. 4, pp. 773–782, 2008.
5. Eliades, T., Athanasiou, A.E., “In Vivo Aging of Orthodontic Alloys: Implications for Corrosion Potential,
Nickel Release, and Biocompatibility”, Angle Orthodontist, Vol. 72, pp. 222-237, 2002.
6. Wever, D.J., Veldhuizen, A.G., Sanders, M.M., Schakenraad, J.M., Horn, J.R., “Cytotoxic, allergic
and genotoxic activity of a nickel-titanium alloy”, Biomaterials, Vol. 18, pp. 1115-1120, 1997.
7. Assad,M., Chernyshov, A.V., Jarzem, P., Leroux, M.A., Coillard, C., Charette, S., Rivard, C.H., “Porous
Titanium-Nickel for Intervertebral Fusion in a Sheep Model: Part 2. Surface Analysis and
Nickel Release Assessment”, journal of Biomedical Materials Research Part B: Applied Biomaterials,
Vol. 64B, pp. 121–129, 2003.
8. Shabalovskaya, S.A., “Surface, Corrosion and Biocompatibility Aspects of Nitinol as an Implant
Material”, Bio-Medical Materials and Engineering, Vol. 12, pp. 69–109, 2002.
18

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
TOZ METALURJİSİ YÖNTEMİYLE ÜRETİLEN KÖPÜREBİLİR
PREFORM MALZEMELERİN TIG KAYNAĞI İLE BİRLEŞTİRİLMESİ VE
KÖPÜREBİLİRLİĞİNİN ARAŞTIRILMASI
Arif UZUN*, Hanifi ÇİNİCİ**, Halil KARAKOÇ** ve Mehmet TÜRKER**
* Kastamonu Üniversitesi, Cide Rıfat Ilgaz MYO, Kaynak Teknolojisi Bölümü, Kastamonu,
auzun@kastamonu.edu.tr
** Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Teknikokullar, 06500, Ankara, hcinici@gazi.edu.
tr, mturker@gazi.edu.tr
ÖZET
Toz metalurjisi yöntemi ile karmaşık şekilli ve yüksek mekanik özelliklerde sahip metalik köpük üretmek mümkündür.
Ancak bu yöntem ile ticari boyutlarda kullanılabilecek büyük boyutlu metalik köpükleri üretmek güçtür. Çünkü
üretim sürecinde kullanılan cihaz ve donanımlar nihai ürün çıktısının boyutlarını sınırlandırmaktadır. Bundan dolayı
köpürtme öncesi alüminyum preform malzemeler TIG kaynağı ile farklı akımlarda (130 - 230 A) birleştirilmiş ve 710
o C sıcaklıkta köpürtme işlemine tabi tutulmuştur. Elde edilen köpük numunelerde kaynak bölgesi kaynak yapılmamış
ile gözenek morfolojisi ve lineer genleşme açısından karşılaştırılmıştır.
Anahtar kelimeler: Toz Metalurjisi, TIG Kaynağı, Alüminyum Köpük.
jOINING OF FOAMABLE PRECURSOR MATERIALS, PRODUCED BY
POWDER METALLURGY, BY TIG WELDING AND INvESTIGATION OF
THEIR FOAMABLITY
ABSTRACT
It is possible to produce metallic foam, by powder metallurgy, with high mechanical properties and complex-shaped.
However, it is difficult to produce metallic foams with a large commercial scale with this method. Because the device
and equipment used in the production process limited to the size of the final product. Therefore, foamable aluminum
precursor materials was joined by TIG welding with different currents (130 - 230 A) and then foamed at 710 o C. The
weld zone was compared in terms of pore morphology and linear expansion with the un-welded foamed samples.
keywords: Powder Metallurgy, TIG Welding, Aluminum Foam.
1. GİRİŞ
Teknolojinin gelişimine paralel olarak hafif ve dayanımı yüksek malzemelere ihtiyaç gün geçtikçe artmaktadır. Araştırmacılar,
yapısal ve fonksiyonel uygulamalarda bu özellikleri bir arada bulunduran malzemeleri elde etmek için
çeşitli arayışlar içerisine girmiştir. Metalik köpükler bu olgu içerisinde önemli bir yere sahiptir. Bu malzemelerin
üretiminde döküm ve toz metalurjisi (TM) endüstriyel boyutta en fazla kullanılan yöntemleridir.
Toz metalurjisi (TM) yöntemi ile metalik köpük üretimi ilk olarak Fraunhofer Malzeme Araştırma Enstitüsü (IFAM)
tarafından geliştirilmiştir [1]. Bu yöntem de sandviç levha şeklinde veya karmaşık şekilli homojen gözenek yapılara
19

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
sahip köpük parçalar köpürebilir preform malzemelere uygulanan ısıl işlem ile üretilmektedir [2]. Son zamanlarda
TM yönteminin geliştirilmesine ve maliyetinin azaltılmasına yönelik araştırmalar yapılmaktadır. Örnek olarak çok
pahalı olan atomize alüminyum tozları yerine, daha ucuz olan alüminyum talaşlarının kullanılması, köpürebilir preform
malzemelerin ısıtılması işleminde geleneksel ön ısıtmalı elektrikli fırınların yerine çok güçlü güneş enerjisi
kaynaklarının kullanılması verilebilir [3,4]. Benzer amaçla toz metalurjisi yöntemi ile üretilmiş köpürebilir preform
malzemelerin birleştirilmesine yönelik çalışmalarda yapılmıştır [5-7]. Bu çalışmada da köpürebilir preform malzemeler
TIG kaynağı ile birleştirilmiş ve köpürtme işlemine tabi tutulmuştur.
2.MALZEME ÜRETİMİ VE DENEYSEL YÖNTEM
2.1. Köpürebilir Alüminyum Preform Malzemelerin Üretimi
Bu çalışmada Al tozuna % 0,8 oranında TiH 2 ve % 7 oranında Si tozları eklenerek, üç boyutlu turbula da karıştırılmıştır.
Karışım tozlar kalıp içerisinde 600 MPa basınç altında tek yönlü sıkıştırılarak ham yoğunlukta silindirik blok
numuneler üretilmiştir. Daha sonra blok numuneler 500 o C sıcaklıkta ekstrüzyon ve haddeleme işlemlerine tabi
tutularak köpürtme öncesi preform numuneler haline getirilmiştir.
2.2. TIG Kaynağı ve Köpürtme İşlemi
Kaynak işlemi için hazırlanan 5 mm kalınlığındaki preform malzemeler yüzeydeki oksit tabakasının uzaklaştırılması
amacıyla tel fırça ile mekanik olarak temizlenmiş ve saf alkole batırılmıştır. Hazırlanan parçalar küt alın pozisyonda,
çift taraflı tek pasoda ilave metal kullanılmadan birleştirilmiş ve atmosfer ortamında soğumaya bırakılmıştır. Birleştirme
işlemi invertör tipi kaynak makinesi ile argon koruyucu atmosfer gazı altında yapılmıştır. Deney esnasında
kullanılan kaynak parametreleri Çizelge 1’de verilmiştir. Bu parametreler eşliğinde birleştirilen numunelere ait makro
yapı fotoğrafları Şekil 1’de verilmiştir.
Çizelge 1. Birleştirme işleminde kullanılan parametreler
kaynak Parametreleri
Kullanılan akım Alternatif
Gaz akış debisi 12 lt/dk
Elektrod çapı, Tipi 2,4 mm, Tungusten
Kaynak akımı (A) 130-170-190-230 Amper
Dolgu teli Kullanılmadı
Birleştirme sonrası, preform numuneler 710 o C sıcaklıkta köpürtme işlemine tabi tutulmuştur. Köpürtme işlemi
doğrusal genleşmeyi belirlemek için üst yüzeyi açık bir kalıp içerisinde yapılmıştır. Daha sonra maksimum lineer
genleşme oranları belirlendikten sonra bütün yüzeyleri kapalı 25x25x16 mm boyutlarında köpürtme kalıpları kullanılmıştır.
Şekil 1. Farklı akımlarda birleştirilmiş preform malzemeler
20

3. DENEYSEL SONUÇLAR VE TARTIŞMA
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Eşitlik 1’de TIG kaynağı ile birleştirilmiş numunelerin, birleştirilmemiş preform (referans) malzemelere kıyasla gözeneklilik
oranlarını hesaplamada kullanılan formül verilmiştir. Burada ρ ∗ kaynak ile birleştirilmiş malzemenin yoğunluğunu,
ρ s ise referans numunenin yoğunluğunu ifade etmektedir. Buna göre kaynak sonrası TiH 2 içeren numunelerin
kaynak bölgelerinde artan akım şiddeti ile gözeneklilik oranının arttığı belirlenmiştir. Bu oran 230 A akım şiddetinde
birleştirilen numunelerde maksimum %10 oranındadır. Kaynak işlemi sırasında, yüksek miktarda ısı girdisinden dolayı
kaynak bölgesinde kısmi köpürmeler meydana gelmiştir. Bunun neticesinde numunelerin kaynak bölgelerinde
ve dikiş yüzeylerinde gözenekler oluşmuştur (Şekil 1). Yapı içerisindeki TiH 2 ’ün 400-450 o C gibi düşük sıcaklıklarda
çözünerek gaz açığa çıkarması köpürme öncesi gözenek oluşumunun nedeni olarak görülmektedir [8]. Bu durum
kaynaklı bölgenin ana malzemeye nazaran daha farklı köpürme davranışı sergilemesine neden olmuştur.
Gözeneklilik oranı = (1−ρ ∗ /ρ s ) × 100% (1)
Şekil 2’de kalıp içerisinde ve serbest olarak tek bir yönde köpürtülen preform malzemelerin köpük yapı resimleri
gösterilmektedir. Serbest köpürtme neticesinde kaynaklı bölgelerin ana malzemeye nazaran çok daha az köpürdüğü
açıkça görülmektedir. Bu problemin nedeni kaynak işlemi esnasında TiH 2 kaçışına engel olunamamasıdır.
Köpürtücü maddenin düşük sıcaklıklarda çözünerek gaz açığa çıkarması ve bu gazın yapı içerisinde muhafaza edilememesi
serbest köpürtme neticesinde kaynaklı bölge ile ana malzemenin doğrusal genleşme oranlarında önemli
ölçüde farklılığa neden olmuştur (Şekil 3). Örneğin 130 A akım şiddetinde yapılan birleştirmelerde kaynak bölgesi
% 289 oranında genleşme gösterirken, ana malzeme % 338 oranında genleşme sergilemiştir. Dolayısıyla kaynak
bölgesi ile ana malzeme arasındaki doğrusal genleşme farkı % 49’dur. Bu oran 170 A’de % 86, 190 A’de % 102 ve
230 A’de % 133’tür. Aynı zamanda Şekil 2’de kaynakla birleştirilmiş, birleştirilmeden alın alına getirilmiş ve yekpare
preform malzemelerin kalıpta köpürtülmeleri neticesinde aldıkları son şekil gösterilmektedir. Dikkat edildiğinde yekpare
numune hariç diğer numunelerin üst ve yan yüzeylerinde birleştirme bölgelerinin izleri görülmektedir. Ancak bu
izlerin ara kesit boyunca sürekli olmadığı, yalnızca yüzeysel bir iz niteliğinde olduğu Şekil 4’te verilen arakesit fotoğraflarından
anlaşılmaktadır. Köpürme işlemi esnasında numunelerin yüzeylerinde oluşan oksitlenmenin bu izlerin
oluşmasına etki ettiği düşünülmektedir. Yüzeyde oluşan oksit katman köpüğün maruz kalacağı sıcaklığı etkilediği
gibi, geometrik şeklini de değiştirebilmektedir [9].
Şekil 2. Kalıp içerisinde ve serbest olarak köpürtülen preform malzemelerin köpük yapılar
21

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3. Serbest olarak köpürtülen numunelerin genleşme oranları
Şekil 4’teki ara kesit resimlerine bakıldığında serbest halde köpürtme işlemi neticesinde kaynak ile birleştirilmiş
numunelerin ara yüzeylerinde kısmi birleşmelerin olduğu görülmektedir. Kalıpta köpürtme işleminde ise ara yüzeydeki
birleşmelerin, yeterli ölçüde olduğu görülmektedir. Bunun nedeni köpürtme işlemi esnasında kalıp içerisinde
bulunan numuneler, önce serbest halde köpürme davranışı sergilemekte ve sonrasında üst yüzey kalıp duvarları
genleşme doğrultusunu yanlara doğru değiştirmektedir. Dolayısıyla serbest köpürtme neticesinde birleşmeyen dış
yüzeyler, genleşme doğrultusu boyunca hareket ederek kalıp boşluğunu doldurmaktadır. Ancak bu işlemler gerçekleştirilirken
kalıp yüksekliği optimum değerde tutulmalıdır. Çünkü gereğinden fazla yüksekliğe sahip olan kalıplarda
yapılan köpürtme işlemlerinde düzgün geometrik şekilli köpük yapılar elde edilememektedir. Kalıpta köpürtülen numunelerin
ara kesit yüzeylerine bakıldığında, birleşme bölgeleri ile ana malzemenin gözenek morfolojisinde önemli
ölçüde farklılık görülmemektedir. Ayrıca bu durum, herhangi bir kaynak işlemine tabi tutulmadan alın alına getirilerek
köpürtülen alüminyum köpüklerde de gözlemlenmiştir.
4. SONUÇLAR ve ÖNERİLER
Şekil 4. Köpürtme işlemine tabi tutulmuş numunelerin gözenek yapıları
Yapılan deneysel çalışmalar sonucu köpürebilir alüminyum malzemeler TIG kaynağı ile başarılı bir şekilde birleştirilmiştir.
Ancak köpürtme öncesi kaynak bölgesinde oluşan gözenekler serbest köpürtmede köpürebilirliğe olumsuz
yönde etki ederken, kalıp içerisinde köpürtmede ise herhangi bir etki oluşturmamıştır. Ayrıca kaynak ile birleştiril-
22

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
meden alın alına getirilerek kalıpta köpürtme işlemine tabi tutulan numuneler ile kaynaklı numunelerin gözenek
morfolojisinde önemli ölçüde farklılık görülmemektedir.
Toz metalurjisi yöntemiyle üretilecek büyük boyutlu alüminyum köpükler için preform malzemelerin alın alına iyi
sabitlenmesi gerekmektedir. Aksi halde köpürtme işlemi olumsuz sonuçlanabilir. Bunun için kaynaklı birleştirme alternatif
bir yöntem olarak düşünülebilir. Ayrıca tasarım aşamasında preform malzemelerin köpürtme öncesi şekillendirilebilirlikleri
önemlidir. Bunun için kaynakla birleştirilmiş preform malzemelerin mekanik özellikleri belirlenebilir.
kAYNAkLAR
1. Baumaster, J., US patent, 1992
2. Yu, C.J.,Eifert, H.H., Banhart, J., Baumeister, J., ‘‘Metal foamingby a powdermetallurgymethod: Production,
propertiesandapplications’’, Mat Res Innova, 2:181–188, 1998
3. Hohlfeld, J., Hannemann, C., Vogel, R., Hipke, T., Neugebauer, R., ‘‘Alternative starting materials for the production
of aluminum foam by the powder metallurgical process’’, Prod. Eng. Res. Devel. 5:25–30, 2011
4. Cambronero, L.E.G., Canadas, I., Martınez, D., Ruiz-Roman, J.M., ‘‘Foaming of aluminium–silicon alloy using
concentrated solar energy’’, Solar Energy 84:879–887, 2010
5. Kramer, I., Simancik, F., Florek, R., Nosko, M., Müllerová, K., Tobolka, P., Mishina, O., ‘‘FrictionStirWelding of
Foamable Materials and Foam Core Sandwiches’’, 11. Conference on Materials, Processes, Friction and
Wear, Vela Luka, 347-352, 2006
6. Dörfler, S., Otto, A., Merklein, M., Geiger, M., ‘‘Processing of Aluminium Foam Sandwich Tailored Blanks’’,
International Conference “Advanced Metallıc Materıals”, Smolenice, Slovakia,59-64, 2003
7. Horn H., ‘‘FrictionStirWelding of AluminiumFoamMaterials’’ In: Proceedings of the International Conference
on joining Technology of Dissimilar Materials and Structural Integrity Problems of so jointed
Structures. Ljubljana, 107-112, 2001
8. Lehmhus, D., ‘‘Approaches to tailoring titanium hydride decomposition kinetics by annealing in various atmospheres’’,
Adv. Eng. Mat, 2004
9. Solórzano, E., Garcia-Moreno, F., Babcsán, N., Banhart, J., ‘‘Thermographic Monitoring of Aluminium Foaming
Process’’, Nondestruct Eval, 28:141–148, 2009
23

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
WC-Co KESİCİ UÇ HURDALARINDAN PİROMETALURJİK
YÖNTEMLE WC ve Co TOZLARININ GERİ KAZANIMI
Engin ŞAHİN, kenan YILDIZ, Fatih ÜSTEL
Sakarya Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği, 54187 Sakarya,
enginsahin48@gmail.com, kenyil@sakarya.edu.tr, ustel@sakarya.edu.tr
ÖZET
Günümüzde WC ve kobalt malzemesinin geri kazanımına yönelik yaklaşımlar sadece ekonomik faktörler yönünden
değil çevresel ve ekolojik faktörler nedeniyle de önem kazanmıştır. Dünyada kesici uçların imalatında kullanılan
volfram karbürün (WC) üçte biri hurdalardan sağlanmaktadır. Son yıllarda WC ve Co geri kazanımına yönelik geliştirilen
bir teknikle, sert metal uçların hurdaları bir erimiş metal (Zn) banyosunda çözündürülerek geri kazanılmaya
çalışılmaktadır. Bu iki metalin çok farklı özellikleri olmasına karşın, Zn-Co ikili denge diyagramına göre birbirleri
içinde sınırlı çözünürlükleri vardır. Bu durum, sert metal uçlarının asit ve uçurma proseslerine alternatif bir şekilde
daha ekonomik ve çevreye duyarlı olarak geri kazanımını mümkün kılmaktadır. Bu çalışmada WC-Co kesici uç
hurdası farklı sıcaklık ve sürelerde erimiş çinko banyosunda tutulmuş, çinko buharlaştırıldıktan sonra WC ve Co
tozları geri kazanılmıştır.
Anahtar kelimeler: WC-Co hurdası, Geri kazanım, Pirometalurji
RECOvERY OF WC AND Co POWDERS FROM WC-Co CUTTING
SCRAPS BY PYROMETALLURGICAL METHOD
ABSTRACT
Nowadays, the approaches for recovering of WC and Co materials are not only becoming economically important
but also, due to the environmental factors, it is ecologically significant. In the world, the one third of the consumption
of WC in cutting tools is being produced from their scrap. In recent years, a new technique for recovering of WC and
Co using molten zinc (Zn) bath has been developed from hard cutting tool scraps. Although very different properties
of these two metals, there is a limited solubility one over another according to Zn and Co binary phase diagram.
With this, hard cutting tool materials will be enabled to be recovered alternatively in contrast to acid leaching and
evaporation methods. In this study, WC-Co cutting scrap was treated with molten zinc at different temperatures and
durations, WC and Co powders were recovered after the evaporation of zinc.
keywords: WC-Co scrap, Recovery, Pyrometallurgy
1. GİRİŞ
Kesici uçlar, öncelikle talaşlı imalat operasyonlarında yoğun olarak kullanılmaktadır. Ayrıca ucun karbürünü oluşturan
volfram metali madencilik, çelik sanayi, refrakter malzeme, uçak uzay sanayi gibi kullanım alanlarına sahip
olmakla birlikte volframın büyük çoğunluğu kesici takım ucu üretiminde (WC olarak) kullanılmaktadır. Kesici uç
24

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
üretiminde kullanılan semente karbürlerin kullanım sonrası nispeten kolay toplanabiliyor olmaları ve hurda olarak
yüksek ekonomik değere sahip olmaları nedeniyle geri kazanımları gerek ekonomik gerekse çevresel nedenlerle
önemlidir. Volframın pahalı bir metal olduğu düşünüldüğünde, geri dönüşümü hayati bir önem arz etmektedir. Bu
nedenle kesici uçların geri kazanımına yönelik bilimsel araştırmalar ve endüstriyel ölçekteki çalışmalar uzun yıllardan
beri devam etmektedir.
Volfram karbür kesici uçların geri kazanımına yönelik çalışmalar 3 ana grupta toplanmaktadır. Bunlar; (i) kesici uçların
hidrometalurjik asit liçi prosesleri (asetik, sülfürik, nitrik ve hidroklorik asit), (ii) hidrotermal oksidasyon prosesi
ve (iii) yüksek sıcaklık oksidasyonu-redüksiyon prosesi ile geri kazanımları şeklindedir. Ayrıca daha sınırlı olarak
elektrokimyasal çözündürme ve hurda uçların toz haline getirildiği mekanik öğütme proseslerine de başvurulduğu
görülmektedir. 1970’li yıllarda ortaya çıkan çinko kazanım prosesi de geri dönüşüm uygulamalarında kullanılan
farklı bir yöntemdir [1,2].
Genel olarak kimyasal proseslerin bütün hurda türlerini işleyebilme ve empüriteleri uzaklaştırabilme gibi avantajları
vardır. Fakat bu yöntemler yüksek maliyet, yüksek çözücü ve enerji tüketimi gereksinimi, daha düşük verimlilik ve
direkt metotlara göre daha fazla atık çıkması gibi dezavantajlara sahiptir. Kimyasal geri dönüşüm ile direkt geri
dönüşüm prosesleri arasındaki denge, volfram endüstrisini geri dönüştürülen malzemelerdeki empürite seviyesini
ve geri dönüşüm maliyetlerini azaltmaya yöneltmiştir. Bu nedenle volfram bazlı hurdaları işlemek için birçok metot
ortaya çıkmıştır [3].
Asidik liç işlemleriyle geri dönüşüm prosesleri, sert metal uç içerisindeki bağlayıcının çözeltiye alınması ve metal
karbür partiküllerinin serbest hale geçmesi düşüncesine göre yapılmaktadır. Bağlayıcı kobalt metalin çözündürülmesine
yönelik olarak birçok asit bileşenleri denenmiştir. Her ne kadar kobalt birçok asit içinde çözünse de, emisyon
problemleri oluşturmadan endüstriyel bir proses inşa etmek zordur. Sülfürik, nitrik veya hidroklorik asit kullanan operasyonların
çevreye olumsuz etkileri bulunmaktadır ve kullanılan düşük pH, asidin selektif liç özelliğine etki etmekte,
oluşan tungstik asit, liç edilen bölgelerdeki gözeneklere çökerek liç işlemini sınırlayıcı etkiler meydana getirmektedir
[4]. Bu durumu önlemek için hurda birkaç yüz mikron boyutuna parçalanmakta, ancak bu boyut küçültme işlemi
maliyeti artırmakta ve demir kirlenmesi meydana geldiğinden tercih edilmemektedir. Orijinal boyut ve şekildeki sert
metal hurdalarını ekolojik açıdan liç etmek için asetik asit kullanılmaktadır. Bu yöntemin avantajının hurda boyut
küçültme işlemine gerek duyulmaması olduğu ifade edilmektedir.
Asetik asit, bağlayıcı kobaltı selektif olarak çözeltiye almaktadır [5]. Semente volfram karbür hurdalarının değerlendirilmesinde
kullanılan bir diğer asidik liç işlemi nitrik asitle yapılmıştır. Hurda vibrasyonel bir değirmende öğütülmüş,
akabinde nitrik asitle liç edilmiş ve bağlayıcı olan kobaltın çözünme verimleri incelenmiştir [6]. Nitrik asidin
yanı sıra hidroflorik (HF) asidin de kullanıldığı bir başka çalışmada WC-Co hurdalarında hidrotermal oksidasyon
işlemiyle WO 3 tozları elde edilmiş, kobalt ise çözeltiye geçmiştir. Sonuç olarak WC-Co hurdalarından W ve Co
kazanmada bu yöntemin tercih edilebilir yöntemlerden biri olduğu belirtilmiştir [7]. Bir başka hidrometalurjik değerlendirme
yönteminde ise WC-Co hurdaları HCl çözeltisinde 110°C’nin üzerinde hidrotermal işleme tabi tutulmuş
ve Co bağlayıcı fazı çözündürülmeye çalışılmıştır. Kobaltın çözündürülerek uzaklaştırılmasından sonra elde edilen
WC tozlarının oldukça gevrek olduğu ve kolaylıkla pulverize edilebileceği de ifade edilmiştir [8]. Asit liçine benzer
bir yöntem olarak, kesici uç hurdalarından volfram karbürün ve kobaltın elektrolitik olarak kazanılması hedeflenmiş
ve elektrolit olarak kullanılacak farklı asitlerin (HCl, H 3 PO 4 ) kobalt çözümlendirilmesine etkileri tespit edilmiştir. Asit
liçinin uzun süreli olması ve yüksek enerji sarfiyatı (1000 Amper) nedeniyle bu yöntem kullanımının ekonomik olmadığı
ifade edilmiştir [9].
Oksitleyici ekstraksiyon prosesinde geri dönüştürme işleminin ilk kademesi hurda, NaNO 3 ve NaNO 2 gibi oksitleyici
bileşenlerle kavrulmakta, elde edilen malzeme suyla muamele edilerek sodyum tungstat çözündürülmekte,
filtrasyon ve çöktürme işlemleriyle empüriteler uzaklaştırılmaktadır. Sodyum iyonlarını ayırmak için kerosen ve alkil
benzen gibi organik çözücüde amin gibi çözünen bir maddeyle sodyum tungstat çözeltisinde volfram parçacıkları
ekstrakte edilmektedir. Amonyum polytungstat çözeltisi elde etmek için sulu amonyak çözeltisi ile yeniden ekstrakte
edilip, buharlaştırma yöntemiyle çözeltiden amonyum paratungstat kristalize edilmektedir. Elde edilen amonyum
paratungstat kalsine edilip akabinde hidrojenle redüklenerek volfram metali elde edilmektedir [2].
Oksidasyon-Redüksiyon prosesi de WC-Co sert metallerinin geri dönüşümünde kullanılan yöntemlerden biridir. Bu
yöntemde WC-Co sert metali döner fırında CoWO 4 ve WO 3 oksit formlarına dönüşmekte, daha sonra bu oksit tozları
azot gazı ortamında katı karbonla W ve Co’a karbotermal olarak redüklenmektedir [10].
25

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
1970‘lerin sonunda ticarileşen çinko geri dönüştürme prosesinde, temizlenmiş hurda asal bir gaz atmosferi altında
650-800°C sıcaklık aralığındaki bir elektrikli fırında bulunan ergimiş çinko içine daldırılır. Çinko, bağlayıcı olan
kobaltla reaksiyona girer ve karbür parçacıkları orijinal hacminin iki katından daha fazla bir hacime şişer. Optimum
koşullar Co içeriğine ve çinko/kobalt oranına bağlıdır. Çinko vakum altında 700-950°C de destile edilir ve geri kazanılır.
Karbür parçacıkları ince toz haline getirilmek üzere pulverize edilir ve elenir. Partiküllerin içinde halihazırda
kobalt bulunur ve tane boyutu olarak orijinal sinterlenmiş hurdadan bir farklılık göstermez [2,3]. Çinko banyosunda
WC-Co sert metal bileşiğinin geri kazanım veriminin diğer proseslere göre %95 daha verimli olduğu ifade edilmektedir
[11].
Geri dönüşüm çerçevesinde semente karbürlerin öğütülerek yeniden üretim sürecine katılması ekonomik zorunluluğun
bir gereğidir. ABD’de semente karbür hurdalarının %35’inin kimyasal proseslerin kullanımıyla, %25’inin
çinko banyosu prosesi ile geri kazanıldığı ve %5 oranında hurdanın ise değerlendirilmediği rapor edilmiştir. Çinko
prosesinin semente karbürlerin dönüşümünde kullanımı son yıllarda artmaktadır[12,13].
Bu çalışma 110M201 nolu TÜBİTAK projesinin başlangıç çalışmalarını içermekte olup WC-Co kesici uç hurdaları
erimiş çinko banyosu içinde farklı sıcaklık ve sürelerde tutularak WC ve Co partiküllerinin geri kazanılması amaçlanmış
ve elde edilen veriler sunulmuştur.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
2.1. WC-Co Hurdasının Karakterizasyonu
Deneysel çalışmalarda kullanılan WC-Co kesici uç hurdasının X-ışını difraksiyon analizi Rigaku Ultima X-Işını Difraktometresi
ile Cu K-alfa kullanılarak yapılmıştır. JEOL 6060 LV marka tarama elektron mikroskobu ile hurda
malzemenin ve proses sonrası elde edilen ürünlerin SEM/EDS analizleri yapılmıştır.
2.2. Pirometalurjik Geri Dönüşüm Prosesi
WC-Co kesici uç hurdaların erimiş çinko banyosunda çözündürülmesi ve WC ile Co tozlarının geri kazanımının
yapıldığı ve deneysel çalışmalarda kullanılan fırın çinko oksit üretim tesislerinde kullanılan fırının bir kopyasıdır.
Fırın, ayarlanabilir ısı rejimi ile maksimum 1100°C ye kadar çıkabilmektedir. Fırın içerisine, arzu edildiği taktirde azot
veya argon gazı, istenilen debi değerlerinde beslenebilmektedir. Yapılan deneysel çalışmalar sürecinde, çinkonun
eritilmesi ve buharlaştırılması sürecinde ortama sürekli olarak koruyucu gaz olarak argon gazı beslenmiştir. Bu
şekilde çinkonun eritilmesinde, erime sıcaklığı yüksek olan ZnO oluşumu önlenmiş olup banyo ortamında metalik
karakterde çinko bulunması sağlanmıştır. Erimiş çinkonun içinde kobalt çözünmesinin sağlanmasının akabinde
çinkonun buharlaştırılması amacıyla fırın 1000°C ye çıkarılmış, bu esnada kullanılan koruyucu gaz, ortamdaki çinko
buharının uzaklaşmasını da sağlamıştır. Şekil 1’de kullanılan fırın(a) ve fırın içindeki grafit potanın (b) görüntüsü
verilmiştir. Şekil 2’de ise erimiş çinko banyosunda WC ve Co tozlarının geri kazanımı şematik olarak gösterilmiştir.
Fırın çalışma sıcaklıkları 700, 750 ve 800°C olarak seçilmiş, bu sıcaklıklarda bekletme süreleri ise 1, 2 ve 3 saat
olarak kabul edilmiştir.
(a) (b)
Şekil 1. Deneysel çalışmalarda kullanılan fırın (b) ve fırın içindeki grafit pota (b)
26

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Deneysel çalışmalarda yaklaşık 28 g hurdaya karşılık 300 g çinko kullanılmıştır. Erimiş çinko banyosunda hurdalar
bekletilmiş, hurdalardaki kobaltın çözünmesi sağlanmıştır. Çinko buharlaştırma kademesinde ise ortamda metalik
olarak bulunan çinko, fırının 1000°C ye çıkarılmasıyla buharlaştırılmış, fırın dışında bulunan toplama bölgesinde
katı çinko oksit tozları olarak elde edilmiştir.
3. DENEYSEL SONUÇLAR
3.1. Hurdanın Karakterizasyonu
Şekil 3’de kesici uç hurdasının X-ışını difraksiyon analizi, Şekil 4’de ise hurdanın SEM analizleri ile EDS analizleri
verilmiştir. X-ışını difraksiyon analizinden görüldüğü gibi numunede ana madde volfram karbür (WC) olup kobalt
(Co) ve az miktarda vanadyum oksitte (VO) bulunmaktadır.
Şekil 3. WC-Co kesici uç hurdasının X-ışını analizi
Şekil 4’de verilen SEM resimlerinde WC partikülleri belirgin şekilde görülmektedir (1 nolu bölge). Partiküller arasında
ise (2 nolu bölge) kobaltça zengin bölgeler bulunmaktadır. İki farklı bölgeden alınan EDS analizleri, kobalt
oranının partiküller arasında daha fazla olduğunu göstermektedir.
Şekil 4. WC-Co kesici uç hurdasının
SEM görüntüsü ve iki farklı bölgedeki
EDS analizi
27
Şekil 2. Şematik erimiş çinko
banyosunda geri kazanım prosesi
(1 nolu bölge)
(2 nolu bölge)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.2. Pirometalurjik Yolla WC ve Co Geri Kazanımı
WC-Co kesici uç hurdaları 700, 750 ve 800°C de bulunan erimiş çinko banyosunda 1, 2 ve 3 saat bekletilmiş,
akabinde fırın sıcaklığı 1000°C ye çıkarılarak çinkonun ortamdan uzaklaştırılması sağlanmıştır. Bu işlemler argon
atmosferi altında gerçekleştirilmiştir. Elde edilen ürünler öğütme işlemine tabi tutularak WC ve Co tozları elde edilmiştir.
700°C sıcaklıkta yapılan çalışmalarda elde edilen ürünlerin ince partiküller haline getirilmesi için yapılan öğütme
işlemleri sonrası homojen boyut dağılımlı tozlar elde edilememiştir. Bu sıcaklığın tam olarak yeterli gelmediği tespit
edilmiştir. Tüm çalışma sıcaklıklarında 1 saatlik işlemler, uygun WC ve Co tozlarının geri kazanımında yeterli gelmediği
de gözlenmiştir. 750 ve 800°C de çinko banyosunda 3 saat süre beklenmesi sonrasında elde edilen partiküller
Şekil 3(a ve b)’de görülmektedir. Çinkonun ortamdan uzaklaştırılmasında sonra elde edilen partiküller süngerimsi
yapıda olup öğütme sonrası kolaylıkla toz haline gelmektedir. Sıcaklık arttıkça daha kolay öğütme ve levhasal şekilde
daha küçük boyutta tozlar elde edilmiştir.
Şekil 5. Çinko banyosunda (a) 750°C de ve (b) 800°C de
3 saat işlem sonrası elde edilen tozlar
Şekil 5’de görülen levhasal bir partikülün 10000 büyütme ile elde edilen SEM görüntüsü ve buranın alan analizi
Şekil 6’da verilmiştir. Şekil 4’den de görüleceği üzere, bağlayıcı olan kobaltın ayrılması sonucu partikül yüzeyinin
süngerimsi bir görünümde olduğu anlaşılmaktadır. 1 μm’den küçük WC parçacıklarının bulunduğu bu tozlar, erimiş
çinkoda geri dönüşüm prosesi sayesinde elde edilmiştir ve yapılan EDS analizlerinde kalıntı çinkoya rastlanmamıştır.
Geri kazanılan bu tozlar, daha ileriki aşamalarda birçok amaç için tekrar kullanılabilecek durumdadır. Mevcut
çalışma devam etmekte olup elde edilen tozların daha detaylı karakterizasyonu ve kaplama sektörü gibi uygulamalarda
kullanımı da test edilecektir.
4. SONUÇLAR
Şekil 6. Çinko banyosunda 800°C de 3 saat işlem sonrası elde edilen
WC partikül yüzeyinin SEM ve EDS genel analizi
WC-Co kesici uç hurdaları erimiş çinko banyosunda farklı sıcaklık (700,750 ve 800°C) ve farklı sürelerde (1, 2 ve 3
saat) bekletilerek kobaltın çözünmesi sağlanmış, ortamdaki çinko uzaklaştırıldıktan sonra WC ve Co tozları geri kazanılmıştır.
Yapılan deneyler sonucunda 1 saat gibi kısa süreli işlemlerde yeterli kobalt çözünmesi sağlanamamış,
süre 3 saate çıktıkça daha küçük boyutta ve levhasal WC partikülleri elde edilmiştir.
Teşekkür: 110M201 nolu proje kapsamında yapılan bu çalışmaya verdikleri maddi destekten dolayı TÜBİTAK kurumuna
teşekkür ederiz.
28

kAYNAkLAR
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
1. Gotou, H., “History of Igetalloy”, SEI Technical Review, No.68, p.1-10, April 2009.
2. Sudarshan, T.S., “Nano-sized WC-Co holds promise for the future”, MPR, p.26-33, March 1998.
3. Shed, K.B., “Tungsten recycling in the United States in 2000”, USGS, Open-File Report 2005-1028, 2005.
4. Schiesser, R., “Werstoff-Recycling wolframhaltiger sekundarrohstoffe”, PhD Thesis, TU-Vienna, 2003.
5. Edtmaier, C., Schiesser, R., Meissl, C., Schubert, W.D., Bockb, A., Schoen, A., Zeiler, B., “Selective removal of
the cobalt binder in WC/Co based hardmetal scraps by acetic acid leaching”, Hydrometallurgy, 76, p.63–71,
2005.
6. Gürmen, S., “Recovery of nano-sized cobalt powder from cemented carbide scrap”, Turkish j. Eng. Env. Sci.,
29, p.343-350, 2005.
7. Sasai, R., Inagak, F., Itoh, H., “Resource recovery from cemented carbide by subcritical hydrothermal treament”,
journal of the Soc. of. Materials Science, Japan, Vol 55. No.3, pp. 254-257, 2006.
8. Kojima, T., Shimizu, T., Sasai, R., Itoh, H., Recycling process of WC-Co cermets by hydrothermal treatment,
journal of Material Science, 40, p.5167-5172, 2005.
9. Karayazgan, N., “WC-Co esaslı kesici uçların elektrolitik geri kazanımı”, Yüksek Lisans Tezi, İTÜ Fen Bil. Ens.,
2005.
10. Joost, R., Pirso, J., Viljus, M., “Recycling of hardmetal scrap to WC-Co powder by oxidation-reduction process”,
6th International DAAAM Baltic Conference, 24-26, Tallinn-Estonia, April 2008.
11. http://www.hmtg.de/
12. Stjernberg, K., Johnson, J.JR., “Recycling of cemented carbides”, in 1998 Int. Con. on Powder Metallurgy
& Particulate Materials, Las Vegas, Nev., May 31-June 4, 1998, Proceedings: Princeton, N.J., Metal Powder
Industries Federation and APMI International, 1, 1998, p. 173-179.
13. Payne, M., “U.S. Tungsten market update: International Tungsten Symposium-Outlook for Tungsten Production
and Applications in the 21st Century”, 9th, Pittsburgh, Pa., , Presentation, 19 p., September 30-October
4, 2002.
29

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
SİNTEST – TOZ METAL PARÇALARDA ÇATLAK VE GÖZENEKLİLİK
TESPİTİ İÇİN GELİŞTİRİLMİŞ TAHRİBATSIZ ENSTRÜMAN
A.ATAS 1 , A. Bulkai 2 , P. Tomek 2 , G. Tóth 2
1TOZMETAL Tic. Ve SAN. A.S. İstanbul Cad.No:61 Gürpınar, Büyükçekmece, İstanbul, TÜRKİYE
www.tozmetal.com
2MFKK Invention and Research Centre Services Co. Ltd, 1119, Tétényi út 93,
Budapest, HUNGARY www.mfkk.hu
ÖZET
Geleneksel otomobil pazarı içerisinde Toz Metal parçalara olan talebin artacağı öngörülmektedir, fakat sektörün
gelecekteki gelişmesi direkt olarak uzay ve ilaç endüstrilerine sıfır hatalı parça üretebilme kabiliyetine bağlıdır.
Kalite güvence penceresinden bakıldığında, yeterli kontrol sisteminin olmaması kontrol maliyetlerini, test için harcanan
zamanları ve sarf edilen malzeme miktarını arttıracağından oldukça önemlidir. Son yıllarda Eddy Current,
bilgisayarlı tomografi, X-Ray görüntüleme gibi birçok tekniğin Toz Metal parçaların kontrolü için uygulanabilirliği
araştırılmıştır. Fakat yapılan çalışmalar göstermiştir ki bu yöntemlerin hepsin eksik olduğu noktalar vardır ve bu
durum onları tam ve güvenilir bir çatlak tespiti ya da yoğunluk problemi tespiti için geçersiz kılmaktadır. Avrupa
Birliği Komisyonu fonları kullanılarak, pulse echo ultrasonik teknolojinin robot teknolojisiyle birleştirilmesiyle sinter
parçaların global bir yoğunluk haritasının çıkarılabildiği yeni bir kontrol ekipmanı geliştirilmiştir.
Anahtar Kelimeler – tahribatsız muayene, kalite kontrol, sinterlenmiş parçalar, kusur tespiti, yoğunluk haritası,
ultrasonik gözeneklilik tespiti, ultrason sinyal işleme
SINTEST - NON-INvASIvE INSTRUMENT FOR DETERMINING THE
POROSITY OF POWDER METALLURGY PARTS
ABSTRACT
The demand for P/M parts in its traditional automotive market is predicted to grow, but future sector expansion depends
directly upon its capability to manufacture zerodefect parts for industries such as aerospace and medicine.
The lack of adequate inspection systems has important implications from the view of quality assurance, since it
increases the costs, time and wasted material. In recent years the applicability of several techniques for the inspection
of P/M parts have been investigated, such as Eddy current testing, computer tomography or X-Ray imaging,
but studies have revealed that all of them have deficiencies that make them unavailable for a complete and reliable
flaw detection and density defect recognition. Using funding from the European Commission, a new inspection tool
has been developed based on pulse echo ultrasonic technology combined with robotics, which makes it possible to
provide a global density map of sintered parts.
keywords - non-destructive test, quality control, sintered parts, flaw detection, density mapping, porosity ultrasonic
inspection, ultrasound signal processing
1. GİRİŞ
Toz metalurjisi (T/M) mekanik parçaların metal tozları ve diğer bileşenlerden üretilmesidir ve çok geniş bir alanda
endüstriel sinter parça üretiminin temel üretim rotasıdır. Bugün otomotiv endüstrisi T/M parçalar için en büyük pa-
30

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
zardır ve toplam pazarın %70’ini oluşturmaktadır. Bununla birlikte T/M parçalar endüstriyel çeşitlilik içerisinde düşük
maliyetleri ve fonksiyonel esneklilikleri sebebiyle dünya çapında oldukça talep görmektedir. T/M firmaları, elektrikelektronik
sektörüne, ev gereçleri sektörüne, el aletleri üretimine, hidrolik sektörüne, motor ve manyetik malzeme
üretimine, savunma sanayine ve birçok diğer sektöre mekanik parçalar üretmektedir. Dünya T/M pazarının senelik
satışı 30 milyar Euro’yu aşmaktadır.
Sektörün gelecekteki genişlemesi direk olarak uzay teknolojileri, tıp sektörü ve sıfır hatalı üretim talep eden sektörler
gibi alanlara çok daha karmaşık mekanik özelliklere sahip yüksek kaliteli T/M parça üretebilmesine bağlıdır.
Bununla birlikte bu yüksek standartlarda parça üretebilmek için mevcut üretim süreçlerinin optimize edilmesi uzun
zaman alacaktır, çünkü parçaların içyapılarını test edebilmek için gerekli, hızlı ve sistematik ekipmanlar ya da test
prosedürleri yoktur. Son yıllarda Eddy Current, bilgisayarlı tomografi, X-Ray görüntüleme gibi birçok tekniğin Toz
Metal parçaların kontrolü için uygulanabilirliği araştırılmıştır. Fakat yapılan çalışmalar göstermiştir ki bu yöntemlerin
hepsin eksik olduğu noktalar vardır ve bu durum onları tam ve güvenilir bir çatlak tespiti ya da yoğunluk problemi
tespiti için geçersiz kılmaktadır. Direnç testi, gaz geçirgenlik testi, manyetik partikül testi gibi geleneksel test yöntemlerine
ait yayınlarda da umut verici sonuçlar elde edilememiştir. Bir T/M parçanın bölgesel gözenekliliğinin tespitinde
en güvenilir yöntem parçanın sinterleme sonrasında kesilip, parlatılıp bu parlatılmış yüzey üzerinde mikroskop
altında içyapısındaki hataların incelenebildiği optik mikroskop yöntemidir. Ne yazık ki bu yöntemle işe yarayacak
sonuçlar elde edebilmek için numunelerin çok özenle hazırlanması gerekmektedir ve bu durum da yöntemi hem
yavaş hem de pahalı yapmaktadır.
Kalite güvence penceresinden bakıldığında yeterli muayene yönteminin olmamasının önemli etkileri vardır. Ne
yazık ki bugün sinterlenmiş parçaların içyapısını uygun bir şekilde ortaya çıkarmaya yönelik bir test yöntemi yoktur.
T/M parçaların içyapılarındaki hatalar ya da yoğunluk sapmaları gibi durumlara ait kolay erişilebilir ve güvenilir
bilgiler elde edilememesi Toz Teknolojisinin yaygınlaşmasını engellemekte ve kullanımını standart parça üretimiyle
sınırlamaktadır.
Bu gelişmeler T/M parçaların hat üzerinde daha etkin bir şekilde kontrol edilmesini sağlayan yenilikçi, etkili ve düşük
maliyetli, ultrasonik teknoloji tabanlı bir sistemi işaret etmektedir. Yeni kontrol ekipmanı pulse echo ultrasonik teknoloji
tabanlı geliştirilmiştir ve bu da sinter parçaların global bir yoğunluk haritası çıkarılabilmesini mümkün kılmaktadır.
Bu sayede pazardaki ürünün daha iyi bir şekilde kontrolü sağlanabilecek, üreticinin T/M parça tedariği açısından
güvenilirliği ve rekabet gücü artacaktır. Ultrason teknolojisi hali hazırda kompak formlarda üretim hattının üzerinde,
kısmen eşzamanlı, volumetrik muayene sistemidir.
2. HEDEFLER
Bu çalışma toz metalurjisi ile üretilmiş parçaların muayenesi alanında araştırma ve geliştirme yapmak amacıyla
mevcut teknolojinin üzerine kurulmuştur. Bununla birlikte sinter parçaların (bitmiş ürün) yoğunluk haritasını elde
etmek amacıyla ultrason teknolojisine dayanan yeni bir yaklaşım kullanılacaktır. Ultrason tahribatsızdır, X-ray gibi
iyonize radyasyon şeklinde değildir ve bu sebeple özünde oldukça güvenlidir. Ultrasonik sistemler uzun periyodlarda
kısmen düşük çalıştırma maliyetleriyle kendi hallerinde çalışır halde bırakılabilirler. Bu çalışma T/M endüstrisinin
iki temel ihtiyacını yerine getirecektir:
1. Bitmiş ürünün performansını ciddi risk altına sokacak iç yüzeydeki çatlakların hızlı ve güvenilir şekilde tespit
edilmesi ve böylece bütün hatalı parçaların üretim hattının sonunda ayrılabilmesi. Ultrason teknolojisi birçok
endüstride hasar ve korozyon tespiti, kalınlık ölçümü ve kaynak ve malzeme analizlerinde kullanılıyor olduğundan
tahribatsız muayene için uygun bir enstruman olduğunu kanıtlamıştır. Mevcut birçok ticari hasar tespit
enstrumanı metaller, plastikler ve kompositler gibi mühendislik malzemelerinde gizli içyapı hatalarını tespit
edebilirler.
2. Sinter parçaların içyapı yoğunluk haritalarının çıkarılarak muhtemel bölgesel yoğunluk hatalarını tespit edilmesi
ve bu sayede parçanın çalışma esnasında orta vadede yaratabileceği sorunları ortadan kaldırılması. Bu bilgi
parçanın final kalite kontrolü sırasında çok kullanışlı olabileceği gibi yeni parçalara yeni kalıplar tasarlamak için
gerekli zaman ve maliyetleri de azaltacaktır.
3. METODOLOJİ
SINTEST iki ana alana bölünebilir. Sistemin kalbi, kendine özgü bir bilgisayar yazılımı ile kontrol edilen 6 eksenli bir
robotik kol ile üretim prosesine entegre edilebilen, pulse echo ultrason teknolojisidir.
31

3.1 Ultrasonun Kullanımı
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Sistem pulse-echo yaklaşımıyla tek transduser kullanır. Aynı transduser ultrasonik dalgalar üretir ve test edilen parçadan
geri dönen yankıları algılar. Hem transduser hem de test parçası çevrelerinde dolaşan ultrasonik dalgaların
transmisyonunu kolaylaştırmak amacıyla bir sıvıya daldırılırlar. Sistemin şemasını Şekil 1.’de görebilirsiniz
Şekil 1. Ultrason alt sisteminin şeması
Sistem üç bloktan oluşmaktadır. Ultrasonik transduser, ultrasonik verici ve ultrasonik alıcı. Ultrasonik verici ultrasonik
transduser’e elektrik voltaj demetleri gönderir. Ultrasonik transduser de bu demetlerden ultrasonik sinyaller
üretir. Sinyal tekrarlama frekansı ise harici bir bilgisayar tarafından kontrol edilir. Ultrasonik transduser tarafından
üretilen elektrik sinyalleri alıcıya geldiklerinde genellikle çok zayıflardır ve bilgisayara iletilip işlenmeden önce alıcı
tarafından yükseltilmesi gerekir. Birçok alternatif denendikten sonra ticari olarak bulunabilen odaklı daldırmalı prob
seçilmiştir. Transduserin ana parametreleri aşağıdaki gibi özetlenebilir.
•
•
•
•
•
Üretici: Panametrics-NDT
Model: V324-SU
Frekans: 25 MHz
Nominal eleman büyüklüğü: 6 mm diameter
Odak: 50,8 mm
Ultrasonik verici ultrasonik transduser’e elektrik voltaj demetleri gönderir. Ultrasonik transduser de bu demetlerden
ultrasonik sinyaller üretir. Sinyal tekrarlama frekansı ise harici bir bilgisayar tarafından kontrol edilir. Verici aşağıdaki
spesifikasyonları gerçekleştirir:
•
•
Maksimum negatif voltaj demeti çıkışı: 300 V’a kadar
Sinyal tekrarlama frekansı: 5 kHz (dışarıdan kontrollü)
Ultrasonik transduser tarafından üretilen elektrik sinyalleri alıcıya geldiklerinde genellikle çok zayıflardır ve bilgisayara
iletilip işlenmeden önce alıcı tarafından yükseltilmesi gerekir. Alıcı bir zaman ilerleme kontrollü yükselticiden
(Time Gain Controlled Amplifier, TGCA), bir voltaj rampa üreticiden ve bir logaritmik yükselticiden oluşmaktadır.
TGCA, ultra düşük ses yükselticisi ve değişken algı yükseltici içeren Analog Devices marka AD8331 entegre devre
temeline dayanmaktadır. TGCA’nın algıladığı sinyaller bir voltaj rampa üretici tarafından control edilir ve dolaşım
mesafesi içerisinde ultrasonik dalgaların zayıflamasını geçen zaman içerisinde telafi ederek sinyalleri yükseltir.
Logaritmik yükseltici Analog Devices marka AD8310 entegre devresi tabanlıdır. Alıcının spesifikasyonları aşağıdaki
gibi özetlenebilir:
•
•
•
•
Bant Genişliği: 50 MHz
Algı aralığı: 14 - 110 dB
Giriş empedansı: 300 Ω
Çıkış empedansı: 50 Ω
Elde edilen sinyaller sonuçların yorumlanmasını kolaylaştırmak amacıyla görüntülere dönüştürülerek işlenirler. Sonuçlar
B-scan ve C-scan görüntüleri şeklinde sunulur. B-scan görüntüleri ardışık noktalardan geri dönen sinyallerin
yakalanıp birleştirilerek bir doğru haline getirilmesiyle oluşturulur. C-scan’de ise sinyalin yansıyan enerjisi muayene
edilen alanın her bir noktasında bir renkle temsil edilir. B-scan görüntüleri bir doğru oluşturacak şekilde ardışık olarak
test edilmiş noktalardan elde edilen sinyal genliğini (önceden şartlandırlımış) temsil edecek şekilde oluşturulur.
B-scan görüntüleri parçanın dikey bir kesiti şeklindedir ve görüntüdeki renk değişiklikleri ya gözeneklilikle ya da
çatlaklardan kaynaklı kesintilerle alakalıdır. Diğer taraftan C-scan görüntüleri bir alan oluşturacak şekilde test edilen
32

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ardışık noktalardan yansıyan sinyalin enerjisini temsil edecek şekilde oluşturulur. C-scan görüntüler test edilen
parçanın yatay bir kesitini temsil eder ve sadece belirli bir derinlik aralığından elde edilen enerjinin birleştirilmesiyle
oluşturulur. Bu sebeple bu tür bir görüntüde çatlak olan bir yerden çok daha fazla enerji yansıyacağından kolaylıkla
renk farklılıkları görebiliriz.
3.2 Online Direkt Robot kontrolü
Prototip sırasında probun manipulasyonu için NX100 endüstriyel robot kontrolü tarafından yönlendirilen bir Motoman
HP6 çok kullanımlı robotu kullanılmıştır. NX100 kontrolörünün RS232 ve Eternet gibi harici iletişim kanalları
olduğundan cihazla kişisel bilgisayarlarda Motoman tarafından geliştirilmiş iletişim protokolü kullanılarak kolaylıkla
iletişim kurulabilmektedir. SINTEST projesinde pahalı orijinal kütüpane yerine robotun uzaktan kumandasını ve
sistemin kontrolünü güvence altına alcak şekilde bilgi alışverişini sağlayan kendi kütüphanesi oluşturulmuştur.
Şekil 2. NX100’ün iletişim protokolü
Şekil 2.’de görüldüğü gibi iletişim iki ana faza ayrılmıştır; başlatma ve iletişim. Başlatma sadece bir kez program
başlangıcında yapılır. İletişim basit bir UDP datagramı üzerinden komut ve mesajları yalın tekst formatında göndererek
ve alarak yapılır. Komutlar basit bir yolla gönderilirken ve alınırken mesajlar özel başlıklar şeklinde kısaltılırlar.
Ayrıca Microsoft Game Studio 3.1 ve NET Framework 3.5 içeren en yeni ve en üstün 3D (üç boyutlu) görüntüleme
teknolojisi kullanılarak özel bir çok evreli GUI (Graphical User Interface, Grafiksel Kullanıcı Arayüzü) geliştirilmiştir.
Bu kendine özgü araçlar işlemci zamanının çoğunu veri analizine ayıracak şekilde hesaplama gerekliliklerinin göreceli
olarak düşük seviyelerde tutulmasına olanak vermiştir. GUI’de gerçek ortamın bir dijital modeli oluşturulmuş
ve robotu ve ölçümün yapılacağı tezgahı da içerecek şekilde kalibre edilmiştir. Model ayrıca bir çalışma alanına da
aktarılabilir ve özel bir algoritma, ultrasonik sensörün hareket edeceği yolu istenilen çözünürlükte otomatik olarak
hesaplar. Hesaplama test edilecek parçanın şekline dayanır ve sonuç olarak her nokta ilgili yüzey noktasından tam
olarak eşit mesafede olacak şekilde tespit edilir. Şekil 3.’te model ve prob hareketi hesaplaması görülebilir.
Sanal bir ortama sahip olması sebebiyle sistem ölçümün tamamını kendi kendine simüle edebilir ve bu sayede
sensörün sistemin diğer bileşenlerine çarpıp çarpmayacağı tespit edilebilir. Bu da sensör kafasının korunmasını
kolaylaştırır. Bu özellik ayrıca bütün bir set parçanın taranması için gerekli zamanın çevirimdışı bir simulasyonda
hesaplanmasına olanak verdiğinden süreç planlamasının erken fazlarında da kullanışlı olabilir. Açıktır ki eğer bilgisayara
bağlanmış bir robotunuz varsa onu direkt olarak istediğiniz yörüngede kontrol edebilirsiniz. Çok özel durumlar
için bir hareket izleme sistemi de mevcuttur ve bu sistem birleşme yerlerinin pozisyonlarını tanımlayarak ya da
ekipmanın pozisyon ve oryantasyonunu ileterek robot kolun direkt kontrolünü garanti altına alır.
Şekil 3. SINTEST’in grafiksel kullanıcı arayüzü
33

4. SONUÇLAR
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Ultrasonik sistemin tasarımının uygunluğunu onaylamak için birçok deneme gerçekleştirilmiştir. Denemeler daha
önce karakterize edilmiş T/M parçalardan seçilmiş örnekler üzerinde gerçekleştirilmiştir. Gözenekliliğin değerlendirilmesi
açısından sistemin performansı Şekil 4.’te görülen aynı geometrili parçanın üç değişik basınç altında sıkıştırılmış
ve bu sayede üç değişik yoğunlukta elde edilmiş örnekleri üzerinde kanıtlanmıştır.
Sonuçlar B-scan görüntüleri olarak sunulmuştur. Şekil 5, 6 ve 7 incelenen üç numunenin aynı kesitindeki B-scan
sonuçlarını göstermektedir. Şekiller kesitin sadece küçük bir alanını göstermektedir. Bu şekillerden de görülmektedir
ki yoğunluk ne kadar düşükse o kadar değişken bir görüntü elde edilmektedir. Bunun sebebi yoğunluk düştükçe
gözenekliliğin artması ve bu sebeple ultrasonik dalgaların çok daha fazla yansımaya uğramasıdır. Bu görüntüler bir
iso-genlikli hat tespit algoritması vasıtasıyla numuneler arasındaki farklılıkları arttırmak için işlenmiştir.
34
Şekil 4. Gözeneklilik/Yoğunluk ölçümünde
kullanılan örnek parçalar
Şekil 5. Örnek # 1’in B-Scan’i (yoğunluk 6.85 g/cm 3 )
Şekil 6. Örnek # 2’nin B-Scan’i (yoğunluk 6.07 g/cm 3 )

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 7. Örnek # 3’ün B-Scan’i (yoğunluk 5.51 g/cm 3 )
Ultrasonik sistem sinterlenmiş numunelerde çatlak tespiti için de değerlendirilmiştir. Şekil 8.’de ölçümlerde kullanılmış
T/M parçayı görebilirsiniz. Bu parçalarda iç kademe kenarında Şekil 8.’de belirtilen bölgede çatlak olduğu
rapor edilmiştir.
Şekil 8. Numunelerdeki hasarlı bölgeler
Numunedeki çatlaklar çok açık şekilde B-scan görüntülerde fark edilebilmektedir. Çatlak bölgeden gelen yankılar
yüzeyin yaklaşık 2 mm. altında, sıvı ve numune ara yüzeyinden hemen sonradır. Çatlak tespiti Şekil 9 ve 10’daki
hasarlı ve hasarsız parçaların kıyaslama görüntülerinde çok daha açık yapılabilir.
Şekil 9. Hasarsız örneğin (üstte) ve hasarlı örneğin (altta) radyal yönde B-Scan görüntüleri
35

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Ayrıca hasarlı parçadaki çatlaklar çok açık şekilde C-scan görüntüsünde de (kırmızı bölgeler) fark edilebilmektedir.
Çatlak tespiti Şekil 11’de de gösterildiği şekilde hasarlı ve hasarsız parçanın kıyaslandığı görüntüler üzerinde çok
daha kolaylıkla yapılabilir.
Şekil 10. Hasarsız örneğin (solda) ve hasarlı örneğin (sağda) Dış çapa dik yönde B-scan görüntüleri
5. DEĞERLENDİRME
Şekil 11. Hasarsız örneğin (solda) ve hasarlı örneğin (sağda) tüm yüzey C-scan görüntüsü
Yapılan deneyler göstemiştir ki ultrasonik dalgalar hataların ve hasarların çoğunlukla mevcut olduğu derin bölgelere
ulaşabilmektedirler. Ayrıca deneyler göstermiştir ki ultrason teknolojisi sinter parçalarda yoğunluk ve gözeneklilik
farklılıklarını, hasar ve çatlak tespitini olanaklı kılmaktadır. Bu laboratuar testleri pulse echo ultrason teknolojisinin
toz metalurjisi endüstrisinde tahribatsız muayene için çok uygun bir yöntem olduğunu kanıtlamıştır. Sonuçlar bu
teknoloji kullanılarak hasarın açık görsel bir sunumunun elde edilebileceğini göstermiştir. Bu da hataların büyüklüğü
ve yerinin tespitinde kullanılabilir. Bu sebeple teknoloji sadece görüntüleme/tespit amaçlı olarak değil kalıp tasarımı
ve üretim süreçlerindeki parametrelerin iyileştirilmesine yardımcı olacağından bir kalite güvence ekipmanı olarak ta
değerlendirilmelidir. Sistemin bir diğer ana avantajı ise maliyetidir. Ölçümler için tek bir prop kullandığı için gerekli
ekipman sınırlıdır. Sistemin veri analizi dahil ultrasonik kısmı ve robot kontrol bileşenlerinin toplam maliyeti birkaç
36

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
bin Euro’lar civarındadır. Ve bu miktar diğer T/M muayene ekipmanlarına kıyasla oldukça önemsizdir. Sistemin en
pahalı kısmı endüstriyel robottur fakat yazılım herhangi bir robota kolayca adapte edilebilecek şekilde geliştirilmiştir.
Bu esneklik kullanıcının sistemi kendinde mevcut bir robota ya da ikinci el bir robota adapte etmesine olanak
verir. Muayene için gerekli hassasiyet göreceli olarak düşüktür ve bu sebeple bu uygulama için bir orta özellikli
robot yeterli olacaktır. Bu durumlar göze alındığında SINTEST muayene ekipmanı nihai satış fiyatı 25.000 Euro’yu
geçmeyecektir ve bu da rekabet gücünün oldukça yüksek olacağını göstermektedir. Teknoloji uygunluğu laboratuar
koşullarında yapılmıştır ve endüstriyel uygunluk için ekipmanın eksiksiz ve evrensel bir ekipman olduğunu kanıtlamak
amacıyla denemeler ferritler dahil değişik T/M parçalar üzerinde devam edecektir.
6. TEŞEKKÜR
SINTEST projesi Avrupa birliği Komisyonunun 7. Çerçeve Programı tarafından ödeneklendirilmiş ve MFKK firması
tarafından koordine edilmiştir. Proje bir konsorsiyum tarafından yürütülmüştür bu sebeple Tozmetal A.S, Sinterpress
S.L, Danalco Wear & Welding Tech, TKI-Ferrit, M-iNG I&I, Ingenieurbüro Gammatec, & Multitest Ltd. dahil bütün
partnerlere teşekkürlerimizi sunarız.
37

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
BORON
www.turkishpm.org
38

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
HOLDING CONDITIONS ON MECHANICAL PROPERTIES OF CAST
AL-B ALLOYS
Necip Fazıl YILMAZ*, Mehmet ÖZTÜRK**
*Gaziantep University, Faculty of Engineering, Department of Mechanical Engineering, 27310, Gaziantep, Turkey,
nfyilmaz@gantep.edu.tr
**Gaziantep University, Faculty of Engineering, Department of Mechanical Engineering, 27310, Gaziantep, Turkey,
mehmetozturk@gantep.edu.tr
ABSTRACT
In this study, mechanical properties of Al-B alloys, prepared by the addition of borax to 99.70% pure commercial
aluminum, were investigated. In this process, amount of borax, holding temperature and holding time were realized
as affecting parameters. By considering these parameters three specimens were prepared for each condition and
they were subjected to mechanical tests such as tensile and impact tests. As a result of tests, tensile strength of the
alloy with the incorporation of borax was found 33% increase in comparison to pure aluminum while 21% increase
in impact energy value. A substantial quantity of aluminum-boride flakes were observed in the microstructural investigation
of the samples.
keywords: Al-B alloy, Mechanical Properties, Metal Alloys, Casting
1 INTRODUCTION
In recent years, investigations in finding new materials superior than the conventional ones and improving the
already existent material’s properties have an increasing demand to respond the need in the use of light-weight
functional material in emerging industrial applications. In this regard, stimulated intensive research activities have
been observed on aluminum alloys [1-3]. The most important characteristics of Al alloys are low density, high
strength-weight ratio and resistance to corrosion that have enabled them to be one of the dominant structural material
families of the 21th century.
Mechanical properties of Al can be greatly improved by incorporating with some chemical elements. Pure aluminum
has a tensile strength of about 49 MPa and if it is formed into an alloy this value can be increased up to around 700
MPa [4]. Most of the chemical elements possessing metallic characteristics readily alloy with aluminum, but only a
few are important major alloying ingredients in commercial aluminum-base alloys. The typical alloying elements are
copper, magnesium, manganese, silicon, and zinc [5].
Al-B alloys are widely used commercially in the production of electrical conductive grade aluminum to scavenge
transition metal impurities, such as titanium, vanadium, chromium and zirconium elements and have also great importance
for its usage as grain refining agent for aluminum castings [7-10]. In this work, boron element was used as
an alloying element to investigate a new generation aluminum alloy. This paper presents the experimental studies
to determine the mechanical properties such as tensile and impact properties of the cast Al-B alloy.
2 EXPERIMENTAL PROCEDURE
2.1 Materials
Materials used in this study were 99.70% pure commercial aluminum (AA1070) and borax powder (Na 2 B 4 O 7
. 10H2 O).
Primary unalloyed aluminum ingots were obtained from Seydisehir Aluminum (Turkey) and borax was provided from
Eti Mine Works (Turkey). The chemical composition of AA 1070 aluminum used in the present work is given in Table
1. Main impurities of AA 1070 aluminum are iron and silicon. In this study borax was used as a boron source to
produce Aluminum-Boron alloy.
39

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Table 1. Chemical Composition of AA 1070 (%)
Al Cu Fe Mg Mn Si Ti V Zn Others
99.7 0.04 0.25 0.03 0.03 0.2 0.03 0.05 0.04 0.03
2.2 Manufacturing Conditions and Specimens
During the experimentation, conventional casting method was used to produce aluminum-boron alloys. Some fabrication
parameters were established to compare the effects of parameters on the mechanical properties of alloys
[11]. All these parameters and mutual dependence are demonstrated in Figure 1.
Figure 1. Parameters Used in the Experiments
Borax addition was performed within 5, 10, 15 and 20 weight percentage of pure aluminum and three temperatures,
namely: 800, 1000 and 1200 0 C were carried out during casting process. All samples were also hold 30, 45 and 60
minutes in the oven at elevated temperatures before casting into dies.
The preparation steps of Al-B alloys were considered to consist of three distinct and consecutive steps (Figure 2).
Figure 2. Production Steps of Al-B alloys
Fabrications of alloys were carried out on an about 400 gram batch scale. AA 1070 aluminum alloy ingots were
placed into a graphite crucible with borax powder together and were brought to predetermined temperature using
an electrical resistance furnace.
The molten alloy thus obtained was held to establish a reaction between the aluminum and borax. During holding
dross was generated on the surface and this dross provided an effective mechanism for protecting the molten alloy
from the environmental effects. There was no stirring during holding to avoid excessive oxidation. Before casting
into a permanent mold, dross was skimmed off from the surface and the melt was stirred thoroughly with graphite
rods for 30 seconds to ensure homogeneity. As a last step, the melt was poured into a metal mold, made by cast
iron, with a diameter of 20 mm and a height of 200 mm.
Mechanical tests play a significant role in evaluating fundamental properties of materials. All samples were subjected
to tensile and impact tests to observe the variations of mechanical properties. The tensile test was carried out
on a cylindrical specimen with a gauge length of 75 mm and a diameter of 15 mm by using Shimadzu AGX universal
testing device at RT. Impact test was performed on specimens with square cross section 10x10 mm and length of 55
mm by using Tinius Olsen charpy-type impact test equipment at RT. All impact test specimens have “v” type notch
with the degree of 45 º and 2 mm depth. Tensile and impact specimens are shown in Figure 3.
a) Tensıle B) Impact
Figure 3. Specimens for Tensile and Impact Testing
40

3. RESULTS AND DISCUSSION
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Many experiments were carried out during this work but only 45 test results were emphasized in this paper. All test
results were evaluated by averaging the results of 3 successive measurements in every sample.
3.1 Tensile Properties
Tensile test results of samples as UTS values with and without incorporating borax are presented in Table 2. The
data reveal that certain amount of borax addition increases ultimate tensile strength of pure aluminum.
Table 2. Tensile Test Results (MPa)
Pure %5 Borax %10 borax %15 Borax %20 borax
800
( 0 1000
C) ( 0 1200
C) ( 0 800
C) ( 0 1000
C) ( 0 1200
C) ( 0 800
C) ( 0 1000
C) ( 0 1200
C) ( 0 800
C) ( 0 1000
C) ( 0 1200
C) ( 0 800
C) ( 0 1000
C) ( 0 1200
C) ( 0C) 30 min 52,2 54,7 49,1 62,0 64,6 59,7 62,7 72,8 61,1 66,8 73,8 50,5 71,2 66 52,3
45 min 58,7 59,7 51,1 63,6 79,5 72,6 71,8 78,1 73,7 73,0 76,0 53,2 70,6 68,5 56,4
60 min 55,9 53,1 50,9 67,0 73,5 70,5 67,7 75,3 63,7 75,1 75,2 58,8 67,7 63,5 54,7
The variations in the measured UTS value according to borax addition and holding times for varying holding temperature
are respectively plotted in Figure 4. Highest UTS values were recorded at 5 and 10% borax addition as 79.5
and 78.1 MPa respectively. As shown in Figure 4, it is very clear that increasing holding temperature from 800 0 C to
1000 0 C resulted in greater UTS values. Increasing holding temperature to 1200 0 C has almost completely negated
the UTS value of the samples almost in all conditions. When the effect of holding time on tensile test results are
taken into consideration, holding time increasing up to 45 minutes improved UTS value almost in all cases. Holding
for more than 45 minutes does not seem to offer any improvement in UTS values.
Figure 4. UTS variations of the samples
41

3.2 Impact Properties
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Impact test results are depicted in Table 3. Data indicate that certain amount of borax addition to the pure aluminum
yielded an improvement in impact resistance.
Table 3. Impact Test Results (J)
Pure %5 Borax %10 borax %15 Borax %20 borax
800
( 0 1000
C) ( 0 1200
C) ( 0 800
C) ( 0 1000
C) ( 0 1200
C) ( 0 800
C) ( 0 1000
C) ( 0 1200
C) ( 0 800
C) ( 0 1000
C) ( 0 1200
C) ( 0 800
C) ( 0 1000
C) ( 0 1200
C) ( 0C) 30 min 4,7 4,9 1,1 6,0 6,2 1,8 5,9 6,6 1,1 6,2 6,1 1,3 6,4 6,1 1,2
45 min 5,0 5,7 1,2 6,6 6,9 2,1 6,2 6,8 1,2 6,7 6,7 1,0 6,4 5,7 1,4
60 min 4,5 4,1 0,9 6,2 6,5 3,3 5,5 6,7 1,1 6,6 6 0,9 6,5 5,4 1,4
Variations of the impact energy value of the samples as a function of holding temperature for varying holding times
and borax addition are displayed in Figure 5. The greatest impact energy values were obtained at 5 and 10% borax
addition as 6.9 and 6.8 joule respectively. There is strong relationship between the holding temperature and
impact energy as seen in Figure 5. Increasing holding temperature up to 1000 0 C improved impact energy values.
A significant point was observed that increasing holding temperature from 1000 0 C to 1200 0 C resulted in a dramatic
reduction in impact resistance for both pure aluminum and alloyed samples in all conditions.
Figure 5. Impact Energy Variations of the sample
Higher impact energy values were observed when the holding time increased from 30 to 45 minutes. However,
further increasing holding time caused a reduction in impact energy values.
Maximum results obtained from the tensile and impact tests and their fabrication conditions are summarized in
Table 4.
42

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Borax
(%)
Table 4. Maximum Test Results
Holding
Temperature ( 0 C)
43
Holding Time
(min)
Pure
Max.
value
Increment
Tensile strength (MPa) 5 1000 45 59.7 79.5 33%
Impact Energy (kg.m) 5 1000 45 5.7 6.9 21%
3.3 Microstructure
Standard metallographic procedures were employed to prepare the produced samples. In this work, specimens
firstly were cut transversally in a band saw with a height of 20 mm then fixed into Weber mounting device. In order
to obtain a highly reflective surface for microscopic examination that is free from scratches and damages, the specimens
were carefully grinded and polished. All samples were gently grinded with 240, 400, 600, 800, 1000, and 2000
mesh SiC emery papers. Afterwards samples were roughly polished by 6μ and 1μ diamond solutions and then final
polishing was performed by colloidal silica to obtain highly reflective surface. All grinding and polishing operations
were made with Metkon Forcipol 2V grinding and polishing device. All samples were chemically etched with 0.5
ml hydrofluoric acid (HF) in 100 ml pure water for 45 seconds [6]. The microstructure examinations of the alloyed
samples have been done by Nikon MA-100 optical microscope.
(a)
(b)
(c)
Figure 6. Microstructure of produced Al-B alloy:
a) 10X b) 50X c) 100X

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 6 depicts the microstructure of the sample prepared by holding 45 minutes at 1000 0 C with the addition of 5%
borax, which has the highest UTS and impact energy value. The bright region represents the aluminum, the dark
gray particles as aluminum-borides in micrographs. A substantial quantity of thick and long aluminum-boride flakes
are observed in microstructure.
4. CONCLUSIONS
A systematic experimental method has been achieved successfully in this work. The casted products have been
machined according to the tests. It is possible to say that mechanical properties of AA 1070 aluminum can be enhanced
by incorporating with borax by considering the experimental results and all about the data.
By imposing various borax additions, holding temperatures and times on the samples, the following conclusions
can be drawn from this study:
Acknowledgement
� The greatest mechanical test results obtained in %5-10 borax addition ranges.
0 � Optimum holding temperature was obtained at 1000 C for tensile and impact properties of Al-B alloys.
� Optimum holding time for the highest mechanical properties has been described at 45 minutes.
� Increase in mechanical properties of the alloyed sample are:
• 33% for UTS value
• 21% for impact energy
when comparing the maximum values with pure aluminum produced in the same conditions.
� Microscopic observations of alloyed samples reveal homogeneous distribution of aluminum boride
particles and fewer porosity levels.
The authors would like to thank Scientific Research Projects Governing Unit of Gaziantep University for the financial
support during the period of this research work.
REFERENCES
[1] Birol, Y., “Production of Al-Ti-B grain refining master alloys from B 2 O 3 and K 2 TiF 6 ”, journal of Alloys and Compounds,
Vol. 443, pp. 94-98, 2007.
[2] Kerti, I., Toptan, F., “Microstructural variations in cast B 4 C-reinforced aluminum matrix composites (AMCs)”,
Materials Letters, Vol. 62, pp. 1215-1218, 2008.
[3] Mohanty, R.M., Balasubramanian, K., Seshadri, S.K., “Boron carbide-reinforced aluminum 1100 matrix composites:
Fabrication and Properties”, Materials Science and Engineering, Vol. A498, pp. 42-52, 2008.
[4] Totten, G.E., MacKenzie, D.S., Handbook of aluminum, M. Dekker, New York, 2003.
[5] American Society for Metals, Aluminum: Properties, physical metallurgy and phase diagrams, Ohio, Chapman
& Hall Ltd, 1971.
[6] Birol, Y., “Production of Al-Ti-B grain refining master alloys from Na 2 B 4 O 7 and K 2 TiF 6 ”, journal of Alloys and
Compounds, Vol. 458, pp. 271-276, 2008.
[7] Wang, X., “The formation of AlB2 in an Al-B master alloy”, journal of Alloys and Compounds, Vol. 403, pp.
283-287, 2005.
[8] Hall, A.C., Economy, J., “Preparing high and low aspect ratio AlB 2 flakes from borax or boron oxide”, journal of
the Minerals, Vol. 52(2), pp. 42-44, 2000.
[9] Setzer, W.C., Boone, G.W., “The Use of Aluminum/Boron Master Alloys to Improve Electrical Conductivity”,
Light Metals, pp. 837–844, 1992.
[10] Fjellstedt, J., Jarfors, A.E.W., Svendsen, L., “Experimental analysis of the intermediary phases AlB 2 , AlB 12 and
TiB 2 in the Al-B and Al-Ti-B systems”, journal of Alloys and Compounds, Vol. 283, pp. 192-197, 1999.
[11] Ozturk, M., “An Experimental Study on Mechanical Properties of Aluminum-Boron Compounds”, MSc Thesis,
Gaziantep University, Gaziantep, 2011.
44

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
vIBRATION DAMPING CHARACTERISTICS OF
BORON COMPOSITES
H. Ibrahim UNAL*, Ozlem EROL*, O. Yunus GUMUS**, Berrak CETIN*, Turgay ERGIN***
*Gazi University, Chemistry Department, Smart Materials Research Lab., Ankara, Turkey,
iunal@gazi.edu.tr
**Nevsehir University, Chemistry Department, Nevsehir, Turkey
***Hacettepe University, Department of Automotive, Ankara, Turkey
ABSTRACT
Electrorheological (ER) fluids can be classified as smart materials due to their controllable and reversible rheological
characteristics under external electric fields. Most ER fluids consist of polarizable solid powders dispersed in
insulating non-polar liquids. Recently, conducting polymers have gained interest in boron derivative containing
conducting composites. Conducting polymer/boron derivative composites can be fabricated with controlled levels
of conductivity and enhanced anti-sedimentation stability.
In this study, vibration damping characteristics of borax and polyindene/colemanite composites were investigated.
After characterizing these materials by various techniques, volume fraction series of dispersions were prepared in
silicone oil (SO). Anti-sedimentation stabilities of these suspensions were determined. Flow rate measurements
of these dispersions were measured at various electric field values; flow times and threshold energies were determined.
Finally, vibration damping capacities of the materials were tested under external electric field, using an
automobile shock absorber and were calculated as 68% and 27% for borax/SO and polyindene/colemanite/SO
systems, respectively.
keywords: Conducting Polymer Composite, Electrorheological Fluids, Borax, Colemanite, Vibration Damping,
Shock Absorber.
1. INTRODUCTION
Electrorheological (ER) fluids are colloidal dispersions that commonly compose of polarizable powders dispersed in
non-conducting liquids. ER fluids exhibit reversible changes (liquid-like to solid like and vice-versa) in their rheological
properties as a function of the electric field strength (E). In the presence of sufficient electric field strength, the
dispersed particles are polarized and aligned in the field direction to form a solid-like network of fibrillar structures
and these structures cause to observe changes in rheological properties of dispersion.
The solid powder comprises inorganic non-metallic, organic or polymeric semi-conductive materials [1]. Borax
(Na 2 B 4 O 7 .5H 2 O) and colemanite (2CaO.3B 2 O 3 .5H 2 O) are important boron containing commercial borate minerals
and can be candidates for being ER material. Also, preparing their composites with conducting polymer is another
option since the interactions between organic and inorganic component of composite materials could enhance the
desired properties. Because of the rapid and reversible changes in their rheological properties with the external
applied E, ER fluids have been widely investigated for the purpose of various industrial applications such as shock
absorbers, engine mounts, clutch/brakes and vibration dampers. ER shock absorbers are characterized by a valve
containing a pair of electrodes between which the ER fluid flows [2].
The aim of this study was to investigate the vibration damping capacities of borax/SO and polyindene/colemanite
composite/SO dispersion systems. Thus, borax was kindly ground milled and polyindene was polymerized in the
presence of colemanite. The materials were dispersed in SO. Anti-sedimentation ratios of the dispersions were
determined under constant temperature. Flow rates and threshold energies of the materials were investigated
under various E. The effects of surfactant and polar additives on vibration damping capacities of the polyindene/
colemanite/SO were also examined. Results implied that all the systems perceive the applied electric field and try
to act as a vibration damper.
45

2. EXPERIMENTAL
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Borax and colemanite were kindly supplied by ETI Mining Co. (Turkey) and were ground milled. All the other chemicals
were Aldrich products and used as received. Indene was used after distillation. Polyindene (PIn) was in-situ
polymerized in the presence of colemanite using FeCl 3 as oxidizing agent taking the monomer to initiator ratio as
2:1 in CHCl 3 . The prepared PIn/colemanite was ground-milled and subjected to particle size measurement using
a Malvern Nano-ZS particle size analyzer. The obtained PIn/colemanite was subjected to various characterization
techniques, namely: FTIR, particle size, density, conductivity, TGA, XRD and SEM.
All the materials were subjected to solid pellet preparation (cylindrical in shape). Further, the apparent densities and
conductivities (by a four probe technique) of the materials were measured.
Dispersions of borax, colemanite and PIn/colemanite composite were prepared in SO at a series of volume fractions
(ϕ = 5–25%) and the anti-sedimentation stability of the dispersion systems were measured (T = 25±0.1°C).
The non-ionic surfactant examined was Triton-X (t-octylphenoxypolyethoxyethanol) and the concentration of Triton-
X in the colemanite and PIn/colemanite dispersions was 5 wt.%. To prepare the dispersions containing Triton-X,
firstly, SO and surfactant were homogeneously mixed by using an ultrasonicator and then the materials, (colemanite
and PIn/colemanite), were added and mixed again, with the volume fraction of 25%. These surfactant containing
dispersions were coded as T-colemanite and T-PIn/colemanite. To enhance the ER activity of colemanite/SO and
PIn/colemanite/SO dispersions, glycerol was added as 10 μL/mL and the resultant dispersions were coded as Gcolemanite
and G-PIn/colemanite. All the prepared dispersions were allowed to equilibrate for overnight before ER
and vibration damping measurements.
Flow rate measurements were carried out between two brass electrodes, which were connected to a high-voltage
dc power supply. Oscillatory tests were carried out by a Termo-Haake RS600 parallel plate torque electrorheometer.
Vibration damping experiments were carried out on an automobile shock absorber for Borax/SO (ϕ =15%), under
E = 0-0.3 kV/mm conditions on Therpa Hydraulic vibration damping test device. The hydraulic vibration test equipment
contained a wheel (with a spring coefficient of 65400 N/m), an axle, a spring (with a coefficient of 13000 N/m),
a shock absorber, an electrically operated drum to turn the wheel, a vibrating mass (60 kg), a non-vibrating mass
(14 kg), control units and an external electric field generator (Fug Electronics). During the experiments, vibrations
occurring on the body and on the axle were recorded by a recorder, which was operated at 400 V and 16 A.
250 mL of colemanite/SO, G-colemanite/SO, T-PIn/colemanite/SO and PIn/colemanite/SO dispersion systems were
used with ϕ = 10% under the external electric field strength sweep of E = 0-170 V/mm and the experiments were
carried out using Roehrig 20VS model shock absorber test equipment. During the experiments, a modified automobile
shock absorber was placed to the vibration test device and a dc external electric field generator was connected
to the inner and outer tubes of the shock absorber. The test parameters were set up using the Shock 6.3® shock
absorber test program as following: Amplitude: 25.12 mm, test temperature: 25ºC, maximum test speed: 0.1 ms -1 ,
frequency: 0.63 Hz, type of the input wave: sinusoidal.
3. RESULTS AND DISCUSSIONS
The FTIR spectra proofed that the PIn/colemanite composite was successfully synthesized. SEM image of PIn/
colemanite composite reveals that porous structures of colemanite particles were homogeneously surrounded by
close packed PIn chains, which supports the successful PIn/colemanite composite formation. The XRD pattern of
PIn/colemanite composite showed sharp peaks at 2θ = 15°, 22° and 28° which indicates that colemanite was in the
composite structure. The thermal stability of PIn/colemanite composite was observed to be higher than the thermal
stabilities of colemanite and PIn [3].
The average particle size, apparent density, conductivity and anti-sedimentation ratios of the materials are given in
Table 1. The conductivity values were decided to be in a suitable range for ER measurements.
Sample
Average particle
size (μm)
Table 1. Same physical properties of the samples.
Apparent
density (gcm -3 )
Conductivity (Scm -
1 )x10 4
46
Anti-sedimentation ratios
(%, at the end of 25 days, ϕ = 25%)
Borax [4] 6.35 1.51 1.3 67
Colemanite 1.2 1.69 3.14 73
PIn/colemanite 2.2 1.02 2.48 93

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Colloidal stability of the ER fluids against sedimentation is one of the important factors from industrial and application
points of view. The ER fluids are supposed to be homogeneously dispersed before applying external electric field
strength, and so that the stable fibrillar structures are formed under E between the upper and lower electrodes. At
the end of 25 days of observation, 93% of PIn/colemanite composite particles were determined to remain unsettled.
PIn/colemanite/SO dispersion system was significantly stable against gravitational sedimentation than colemanite/
SO and borax/SO systems. It can be concluded that in composite structure PIn chains surrounded the colemanite
particles and formed steric hindrance that holds the particles in suspended positions against agglomeration.
To observe the effect of dc electric field on the ER activity, flow rate measurements were carried out on all the
dispersions. For this purpose, dispersions were prepared at a series of particle volume fractions (ϕ = 5–25%) in
SO and flow times were measured under E ≠ 0 kV/mm and E = 0 kV/mm conditions. During the flow time measurements,
it was observed that electric field response time decreases with increasing volume fractions as a result of
formation of fibrillar chain-like structures between the electrodes. On the other hand, a significant fibrillar structures
between the electrodes was not observed for PIn/colemanite/SO system.
The external frequency (f) is an important factor for characterizing the dynamic viscoelastic properties of ER fluids
in vibration damping processes. Stress sweep was first carried out to determine the proper stress value to measure
the storage modulus (G’) in the linear viscoelastic regime. Figure 1 shows G’ as a function of frequency for borax/SO
(ϕ = 20%, E = 2 kV/mm), colemanite/SO, T-colemanite/SO, PIn/colemanite/SO and T-PIn/colemanite/SO dispersion
systems (ϕ = 25%, E = 1.5 kV/mm).
Figure 1. Change in storage modulus with frequency for all the dispersions.
It was observed that Borax/SO system showed the highest G′ values and G’ values of all dispersions except PIn/
colemanite/SO were showed slight increments in the whole frequency sweep range and owing to not providing fully
elastic solid-like structure in the dispersions, but they showed viscoelastic behavior. However, G’ values of PIn/colemanite/SO
increased notably with increasing frequency. This suggests that fibrillar structure between the electrodes
could not occur for PIn/colemanite [5].
Figure 2. Change in damping forces with piston velocity of shock absorber.
Sample: T-PIn/colemanite/SO, ϕ = 10%.
Figure 2 represents the damping forces (F damping ) as a function of piston velocity of the modified automobile shock
absorber for just T-PIn/colemanite/SO system under the constant conditions of T = 25ºC, ϕ = 10% and E = 0-170
V/mm. As the electric field increased, F damping of the ER damper, filled with T-PIn/colemanite/SO, also increased
thereby requiring more force to move the piston. This was mainly attributed to the increment of the shear stress of
47

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
the ER fluid with increasing applied E. The percentage increment of vibration damping of the samples was determined
from the following equation:
Vibration damping (%) of the materials calculated to change in the following order: T-PIn-colemanite (30%)>G-colemanite
(28%)>PIn-colemanite (27%)>Colemanite (14%). The addition of Triton-X or glycerol caused to increase in
the percentage of vibration damping of PIn/colemanite/SO and colemanite/SO. It was concluded that the presence
of surfactant/promoter improved the performance of ER fluid.
For Borax/SO system (ϕ = 15%), positive body vibration amplitudes (recorded in the course of opening of the shock
absorber) were observed to be bigger than the negative body vibration amplitudes (recorded in the course of closing
of the shock absorber). Results showed that the amplitudes of body and axle, which are 10.2 and 12.6 mm, respectively,
under non-electric field were reduced to 3.2 and 8.7 mm, respectively, by applying E = 300 V/mm external
electric field. Thus, the vibration damping values were calculated as 68% on the body and 31% on the axle. These
reductions on the amplitudes indicate that borax/SO system is able to perceive applied electric field strength and
significantly increase the vibration damping capacity of the automobile shock absorber [6].
ACkNOWLEDGEMENTS
The authors thank to Turkish Scientific and Technological Research Council for the financial support of this work
(Project no: 107 T 711).
REFERENCES
1. Hao, T., “Electrorheological suspensions”, Advances in Colloid and Interface Science, Vol. 97, pp. 1-35, 2002.
2. Wereley, N.M., “Nondimensional Herschel–Bulkley Analysis of Magnetorheological and Electrorheological
Dampers”, Journal of Intelligent Material Systems and Structures, Vol. 19, pp. 257-268, 2008.
3. Cetin, B., Unal, H.I., Erol, O., “Synthesis, Characterization and Electrokinetic Properties of Polyindene/
Colemanite Conducting Composite”, Clay and Clay Minerals, submitted, 2011.
4. Gumus, O.Y., Unal, H.I., Erol, O., Sari, B., “Synthesis, Characterization, and Colloidal Properties of
Polythiophene/Borax Conducting Composite”, Polymer Composites, Vol. 32, pp. 418-426, 2011.
5. Ramos-Tejada, M.M., Espin M.J., Perea, R., Delgado, A.V., “Electrorheology of suspensions of elongated
goethite particles”, Journal of Non-Newtonian Fluid Mechanics, Vol. 159. pp. 34-40, 2009.
6. Gumus, O.Y., Erol, O., Unal, H.I., “Polythiophene/Borax Conducting Composite II: Electrorheology and Industrial
Applications”, Polymer Composites, Vol. 32, pp. 756-765, 2011.
48
(1)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
PRODUCTION OF AL- B 4 C FUNCTIONALLY GRADED MATERIAL BY
POWDER METALLURGY METHOD
Aykut Canakci 1 , Temel Varol 1 , Ihsan Gokhan Zerin, Serdar Özkaya
1 Department of Metallurgical and Materials Engineering, Karadeniz Technical University, Trabzon, Turkey aykut@
ktu.edu.tr, tvarol@ktu.edu.tr
ABSTRACT
The aim of this study is to examine the effects of the processing conditions on the final microstructure of Al-B 4 C
functionally graded materials (FGMs). Al-B 4 C functionally graded material (FGM) having a compositional gradient
from Al to B 4 C was obtained by powder metallurgy method with Al and B 4 C powders as starting materials. For this
purpose laminar type of functionally graded Al-B 4 C with 1, 2 and 3 layers, which have different compositions, were
produced. The functionally graded materials were analysed using a scanning electron microscopy (SEM). The
microstructure, elemental distribution and microhardness variation of the sintered Al-B 4 C samples were investigated.
The experimental results show that the distributions of structure properties strongly depend on the variation
of microstructure. It is observed that hardness increases and ductility decreases with the increase of B 4 C, which
is attributed to the variation of the matrix phase from the metal to the ceramic. Morever, The results showed that
laminar type is an effective method for Al-B 4 C functionally graded materials production.
keywords: Functionally graded materials, Powder metallurgy, Boron carbide (B 4 C)
1. INTRODUCTION
Functionally graded material (FGM) is a new concept in material design. FGMs with continuous changes of microstructures
and properties across the material are expected to have low residual and thermal stresses and improved
bonding strength between dissimilar materials and ceramic coatings. The unique characteristics in structure distribution
makes FGM offer great promise in applications in many areas and the researches have been widely performed.
It is well known that FGM performance depends mainly on the composition distribution. The composition
distribution in FGMs can be tailored to specific requirements and properties of the constituent materials. For example,
the structure of ceramic/metal FGMs is designed by considering the thermomechanical properties of the metal
that has high mechanical strength and thermal conductivity of the ceramics that acts as a heat-resisting thermal
shield. Therefore, ceramic/metal FGMs have received growing attention as prospective thermal barrier materials.
A number of numerical analyses and experimental methods have been developed to evaluate the mechanical and
thermal properties of FGMs [1-5].
Various techniques have been employed to the fabrication of FGM, including physical and chemical vapor deposition,
sintering, plasma spraying, electroplating and combustion synthesis. Powder metallurgical processing is one of
the most viable routes for FGM, because the composition and microstructure as well as shape forming of FGM can
be easily controlled in a wide range [2,6,7]. The powder metallurgy (PM) or ceramic technology route for processing
of materials and engineering parts includes powder production, powder processing, forming operations and sintering
or pressure assisted hot consolidation. Powders of many metals, alloys, compounds and ceramic materials with
particle sizes ranging from nanometers to several hundred micrometers are available from industrial sources or
may be produced by the methods developed over decades in the field of PM or ceramics. Since the material used
to form the sintered part is dispersed into very small portions of individual powder particles nearly ideal conditions
exist to build-up graded materials with varying chemistry or microstructure by using the particles as building blocks.
Practical considerations towards an efficient process design suggest the use of powder mixtures with changing
average particle size or composition during deposition of the material prior to the forming operation. It depends
on the method applied for powder deposition whether a smooth change or a stepwise variation is obtained in the
49

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
green body. Since the consolidation of the green parts during sintering or hot pressing requires high temperatures at
which diffusion processes are fast enough to enable densification, chemical reactions between particles of different
compositions and the influence of particle size on the sintering behavior have to be taken into account for the final
microstructure and dimensional control of the part. On the other hand thermodynamic factors acting during sintering
may be used to create a gradient, e.g. during liquid-phase sintering [3,8].
The purpose of this research is to develop fundamental constitutional control technique of FGM by powder metallurgy,
expecting to optimize FGM fabrication process and further improve its performance.The microstructure and
the composition of the fabricated FGM by powder metallurgy were studied and the relative density and the Brinell
hardness of each layer in the FGM were measured. The relationship between microstructure, composition,
and some physical and mechanical properties were discussed.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURES
Aluminium powders and B 4 C particles were used as raw materials to fabricate the FGMs. An average particle size
of B 4 C particles used as reinforcement material and Al powders (Etial 7) used as matrix materials were 102μm and
113μm, respectively. Fig. 1(a) and (b) shows the morphologies of the as received Al matrix powders and B 4 Cparticles
[9].
(a) (b)
Fig. 1. Morphology of as-received powders: (a) Al alloy and (b) Al 2 O 3 particles.
The Al matrix powders are ligamental in shape and the B 4 C particles are polygonal in shape. These powders are
mechanically mixed and single-axis press, compressed raw samples produced at different pressures. The stacked
layer were pressed at a pressure of 400 and 500 MPa. In thıs work, experiments on single-layer, two-layer and
three-layer of Al-B 4 C FGM, as shown in Fig. 2 and Table1, are conducted [9].
(a)
(b)
(c)
Fig. 2. The composition distribution model of Al-B 4 C FGMs. (a) Single-layer samples,
(b) Two-layer samples, (c) Three-layer samples
50

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Table 1.Configuration of FGMs.
Coded Samples Composition Pressure (MPa) Layer
Al single (400) 100 wt.% Al 400 Single
Al single (500) 100 wt. % Al 500 Single
Al-5 single (400) 95 wt.% Al + 5wt.% B 4 C 400 Single
Al-5 single (500) 95 wt.% Al + 5wt.% B 4 C 500 Single
Al-10 single (400) 90 wt.% Al + 10wt.% B 4 C 400 Single
Al-10 single (500) 90 wt.% Al + 10wt.% B 4 C 500 Single
(Al+Al-5) two (400) 100 wt. % Al and 95 wt.% Al + 5wt.% B 4 C 400 Two
(Al+Al-5) two (500) 100 wt. % Al and 90 wt.% Al + 10wt.% B 4 C 500 Two
(Al+Al-10) two (400) 100 wt. % Al and 90 wt.% Al + 10wt.% B 4 C 400 Two
(Al+Al-10) two (500) 100 wt. % Al and 90 wt.% Al + 10wt.% B 4 C 500 Two
(Al+Al-5+Al-10) three (400) 100 wt. % Al , 95 wt.% Al + 5wt.% B 4 C and 90 wt.% Al + 10wt.% B 4 C 400 Three
(Al+Al-5+Al-10) three (500) 100 wt. % Al , 95 wt.% Al + 5wt.% B 4 C and 90 wt.% Al + 10wt.% B 4 C 500 Three
The as-received Al alloy powder, the conventionally mixed (CM) powders were
uniaxially cold pressed in a rectangular die with dimension of 30x30x20mm at 400
and 500MPa, with graphite as the die lubricant. The green compacts were sintered
600 o C for 3h under argon atmosphere. The sintered compacts were cooled to
room temperature in the sintering furnace. The experimental density of the composite
samples was measured using Archimede’s method. In this technique, density
is determined by measuring the difference between the samples weight in air
and when it was suspended in distilled water at room temperature. The theoretical
density was calculated using the mixture rule according to the volume fraction of
the B 4 C particles. The porosities of FGMs were then evaluated from the difference
between the expected and the observed density of each sample. To evaluate
microstructure of produced composites the surface of samples were polished to
achieve a rough surface of about 0.05µm. The morphologies and distribution of
the B 4 C particles and the microstructures of the conventionally both mixed and the
milled Al-B 4 C FGMs were analyzed on a Zeiss Evo LS10 scanning electron microscope
(SEM) and a stereo microscopy.
The particle size distributions were determined using laser diffraction (Malvern,
Model mastersizer Hydro 2000e), connected to a compute that models the volume
size distribution, D 10 , D 50 , D 90 calculation automatically; three measurements were
carried out for each sample. The hardness of the samples was measured using
Brinell hardness method under a load of 31.25 kg held for 20s. Reported hardness
values were the average of five measurements. With the variation of composition,
the Al-B 4 C uniform compacts undergo very different shrinkage during densifications
as shown in Fig. 3.
3. RESULTS AND DISCUSSIONS
3.1. Microstructure distribution
The optical and SEM images of the cross-section of the prepared FGM component are shown in Fig. 4 and Fig. 5,
respectively.
51
Fig. 3. Developing
procedure of FGMs [9].
(a)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(b)
Fig. 4. Optical micrographs of different Al-B 4 C FGM fabricated by
powder metallurgy (pressed at 500MPa). (a) Single-layer samples,
(b) Two-layer samples, and (c) Three-layer sample.
(a)
(b)
(c)
Fig. 5. Scanning electron microscopy micrographs at different positions in FGMs. (a) Single-layer samples (pressed
at 500MPa), (b) Two-layer samples (pressed at 400MPa), and (c) Three-layer sample (pressed at 400MPa)
52
(c)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
It can be seen that the microstructure of the sample takes on a compositional gradient change along the thickness
direction. The layer boundaries were observed clearly, which indicates that the structures of the FGMs were macroscopically
heterogeneous due to the graded distribution of the composition. There aren’t delaminations or defects
at the interlayer boundaries. In the images, it is noted that the light phase in the FGMs is Al and the dark phase is
B 4 C, which is seen particularly clearly in the SEM image (Fig. 4). The microstructure of the sintered Al-B 4 C FGMs
is presented in Fig. 5, where the gray and dark phases are Al and B 4 C, respectively. These images show a good
gradual compositional variation in the FGMs.
The obvious macroscopic interfaces are not observed even on the interfaces between different layers where the
material composition jumps. Fig. 5 shows a typical variation of the microstructure in the FGMs. The varying microstructure
is characterized by the gradual variation of the matrix phase from the metal to the ceramic with the increase
of B 4 C. In the metal-rich side, the ceramic particles are dispersed in the metal matrix. With the increase of
B 4 C, the clusters of the ceramic are formed and their further growths result in the formation of a network structure.
Then, the network of the metal is gradually diminished and turns into the isolated metal particle dispersed in the
ceramic matrix in the ceramic-rich side.
3.2. Some physical properties of FGMs
The graded change of the chemical compositions and microstructure in FGM leads to a continuous distribution of
the properties. As shown in Fig. 6, 7 and Table 2, the density of theoretical, green and sintered and porosities of the
FGMs according to the weight fractions of B4C particles. Al-B 4 C system show various graded distributions corresponding
to constitutional change. Fig. 6, 7 and Table 2 show that density of green and sintered samples decreases
with increasing B 4 C content. The graphs of green and sintered densities of the FGMs according to the weight fractions
of B 4 C particles are shown in Figs. 6 and 7, respectively.
Coded samples
Table 2. Physical properties of FGMs [9].
Theoretical density
(g cm -3 )
Green density
(g cm-3)
53
Sintered density
(g cm-3)
Green
porosity (%)
Sintered
porosity (%)
Al single (400) 2.70 2.52 2.60 6.54 5.19
Al single (500) 2.70 2.60 2.61 3.70 3.34
Al-5 single (400) 2.69 2.51 2.51 6.74 6.58
Al-5 single (500) 2.69 2.59 2.60 3.82 3.50
Al-10 single (400) 2.68 2.49 2.50 7.12 6.86
Al-10 single (500) 2.68 2.57 2.58 4.27 3.69
(Al+Al-5) two (400) 2.70 2.52 2.52 6.63 6.38
(Al+Al-5) two (500) 2.70 2.59 2.60 3.75 3.42
(Al+Al-10) two (400) 2.69 2.51 2.51 6.88 6.58
(Al+Al-10) two (500) 2.69 2.59 2.60 3.84 3.49
(Al+Al-5+Al-10) three (400) 2.69 2.50 2.51 7.09 6.72
(Al+Al-5+Al-10) three (500) 2.69 2.59 2.59 4.20 3.75
(a)
Fig. 6. The green densities of FGMs for different pressing pressure.(a) at 400MPa, (b) at 500MPa.
(b)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(a)
Fig. 7. The sintered densities of FGMs for different pressing pressure. (a) at 400MPa, (b) at 500MPa.
Table 3 shows that some theoretical density values of the FGMs decrease (as expected from the rule of mixtures).
Although a decrease was also seen in the experimental densities (green and sintered density values), the value are
lower than those theoretical ones. The density measurements showed that FGMs contain some porosity, and the
amount of porosity in the green and sintered of FGMs increased with the increasing weight fraction of the particles
(Fig. 8 and 9), as observed in the previous investigations [10-17].
(a)
Fig. 8. The green porosities of FGMs for different pressing pressure.(a) at 400MPa, (b) at 500MPa.
(a)
Fig. 9. The sintered porosities of FGMs for different pressing pressure.(a) at 400MPa, (b) at 500MPa.
3.3. Hardness of FGMs
The influence of the varying microstructure on the hardness of the FGM sample is obvious, as shown in Fig. 10. As
the content of B 4 C increases from 0% to 10%, the slope of the hardness curve changes and the hardness increases
substantially. This is mainly caused by the gradual variation of the microstructure inthe FGMs. In these layers, the
matrix phase varies from the softmetal to the hard ceramic, as shown in Fig. 4 and 5. The Brinell hardness of the
FGMs and single-layers were given in Table 3. The relation between the B 4 C particle content and the hardness of
the FGMs were plotted in Fig. 10. It was seen from Fig. 10 that the hardness of the FGMs increased with increasing
particle weight fraction. As compared to the Al single matrix alloy, the hardness of the FGMs was found to be greater,
and addition of B 4 C particles increase the hardness of the Al alloy [11,18].
54
(b)
(b)
(b)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Table 3. The hardness properties of FGMs.
Coded samples Brinell Hardness (BHN)
Al single (400) 170
Al single (500) 189
Al-5 single (400) 201
Al-5 single (500) 213
Al-10 single (400) 226
Al-10 single (500) 250
(Al+Al-5) two (400) 170-201
(Al+Al-5) two (500) 195-226
(Al+Al-10) two (400) 175-213
(Al+Al-10) two (500) 195-241
(Al+Al-5+Al-10) three (400) 166-195-220
(Al+Al-5+Al-10) three (500) 185-220-250
An increase in the hardness of the Al-B 4 C FGM with increasing weight fractions of B 4 C from the matrix to B 4 C
graded regions, for both the FGM fabricated at 400 and 500MPa, respectively (Table 3, Fig. 10), as observed in
the previous investigations [19,20].
Fig. 10. The Brinell hardness of FGMs.(a) Single-layer samples, (b) Two-layer samples, (c) Three-layer sample.
55
(a)
(b)
(c)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
4. Conclusions
Single, two and three staged Al-B 4 C FGMs had been successfully fabricated by powder metallurgy technique. The
relative density of the FGM was more than 93%. The relative density of the three stage FGM (500Mpa) was more
than 95%. Microstructure analysis showed that a good graded composition of FGM had been obtained. The B 4 C
particles were well embedded into the matrix by solid state sintering. The present work provides a effective approach
to fabricating ceramic–metal FGM by powder metallurgy technical for different applications.
1. Al-B 4 C functionally graded material (FGM) has been successfully developed by the powder metallurgical process
2. Green and sintered density values increases with increasing pressure.
3. Green and sintered density values decreases with increasing B 4 C content.
4. Hardness of FGMs increases with the increasing B 4 C content.
Acknowledgement
The authors are grateful to Karadeniz Technical University Research Fund for the financial supporting of this research
work (No: 2007.112.10.2).
References
1. Gang Jin, Makoto Takeuchi, Sawao Honda, Tadahiro Nishikawa, Hideo Awaji, Materials Chemistry and Physics
89 (2005) 238–243
2. Jingchuan Zhua, Zhonghong Lai , Zhongda Yin, Jaeho Jeon, Sooyoung Lee, Materials Chemistry and Physics
68 (2001) 130–135
3. B. Kieback, A. Neubrand , H. Riedel, Materials Science and Engineering A362 (2003) 81–105
4. Xin Jin, LinzhiWu, Yuguo Sun, Licheng Guo, Materials Science and Engineering A 509 (2009) 63–68
5. S. Lopez-Esteban, J.F. Bartolome , C. Pecharroman, J.S. Moya, Journal of the European Ceramic Society 22
(2002) 2799–2804
6. Zhang-Jian Zhou, Juan Du, Shu-Xiang Song, Zhi-Hong Zhong, Chang-Chun Ge, Journal of Alloys and Compounds
428 (2007) 146–150
7. Zeming He, J. Ma, G.E.B. Tan, Journal of Alloys and Compounds 486 (2009) 815–818
8. Li Sun, Basak Oguz, Patrick Kwon, Powder Technology 195 (2009) 227–234.
9. I.G. Zerin, S. Ozkaya, Karadeniz Technical University, Department of Metallurgical and Materials Engineering,
Trabzon, Turkey, Graduation Thesis, 38 pages, 2011.
10. Manumanth GS, Iron GA (1993) J Mater Sci 28:2459. doi: 10.1007/BFO1151680
11. Kök M (2005) J Mater Process Technol 161:381
12. Kök M (2006) Composites A 37:457
13. Ghost PK, Ray S (1988) AFS Trans 775–782:88
14. Akhlaghi F, Lajervardi A, Maghanaki HM (2004) J Mater Process Technol 155–156:1874
15. McCoy OW and Franklin EW (1988) In: Fishman SG, Dhingra AK (eds) Cast reinforced metal composites.
Chicago, USA, p 77
16. Ray S (1988) In: Fishman SG, Dhingra AK (eds) Proceedings of the survey on fabrication methods of cast
reinforced metal composites. ASM/TMS, p 77
17. Cöcen U, Önel K (1996) Mater Sci Eng A 221:187
18. Purazrang K, Abachi P, Kainer KU (1994) Composites A 25(4):296
19. Rao AG, Mohape M, Kathar VA, Gowtam DS, Deshmukh VP and Shah AK (2010) Materials and Manufacturing
Processes, 25: 572–576.
20. Lin CY, Bathias C, McShane HB and Rawlings RD (1999) Powder Metallurgy 42(1): 29-33.
56

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
YÜKSEK ENERJİLİ BİLYELİ ÖĞÜTME YÖNTEMİ İLE
BOR NİTRÜR NANO TÜP ÜRETİMİ
S. Hale GÜLER, Ertan EVİN, Ömer GÜLER, Mustafa AKSOY
Fırat Üniversitesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, Elazığ,Türkiye
ÖZET
Bu çalışmada öğütme ve tavlama metodu kullanılarak Bor Nitrür Nano Tüpler (BNNT) sentezlenmiştir. Başlangıç
tozu olarak amorf bor tozu kullanılmış ve bu toz bir planeter bilyalı değirmende (Fritsch Pulverisette 7) 20 ve 40
saat boyunca azot atmosferi altında öğütülmüştür. Yeterli öğütme sağlandıktan sonra elde edilen tozlar bir tüp fırın
içerisinde amonyak gazı altında 1300 o C’ de 2 saat boyunca tavlanmıştır.
Sonuç olarak bu teknik kullanılarak BNNT’ler üretilmiştir. Üretilen tüpler X-ışını difraksyon analizi (XRD),yüksek
ayırma güçlü geçirimli elektron mikrobu (HR-TEM) kullanılarak incelenmiştir.
Anahtar kelimeler: Bor Nitrür, Nano tüp, Öğütme
PRODUCTION OF BORON NITRIDE NANOTUBES USING
HIGH ENERGY BALL MILLING METHOD
S. Hale GÜLER, Ertan EVİN, Ömer GÜLER, Mustafa AKSOY
Firat University, Department of Metallurgical and Materials Engineering, Elazıg,Turkey
ABSTRACT
In this study , Boron Nitride Nanotubes (BNNTs) were synthesized using a ball-milling and annealing method. Starting
powder was used as the amorphous boron powder and in a plenetary ball mill (FritschPulverisette 7) was ball
milled for 20 and 40 hours under nitrogen atmosphere. After sufficent milling, to obtined powders were annealed
under ammonia gas flow at 1300°C for 2 hours in tube furnace.
Consequently, the nanotube was produced by using this tecnique. Synthezed tubes were determined by using Xray
diffraction analysis (XRD),high-resolution trasmission electron microscopy (HR-TEM)
keywords: Boron Nitride, Nanotubes, Ball milling
1. GİRİŞ
Bor nitrür nano tüpler (BNNT) teorik olarak 1994 yılında Rubio tarafından keşfedilmiş [1] ve 1995 yılında Chopra
tarafından Berkeley Üniversitesi’nde başarıyla sentezlenmiştir [2]. Karbon nano tüplerde (KNT) olduğu gibi BNNT’
lerinde tabakaları arasında sp 2 bağları mevcuttur ve BNNT’ ler de tüp şeklindeki yapılarından dolayı iyi mekanik
özelliklere sahiptirler. BNNT’ ler hegzegonal bor nitrür (hBN) tabakaların, sarılarak silindir şeklini alması ile oluşmuşlardır.
hBN’ ün tabakalı yapısı BNNT’ lerin anlaşılması için bir gayet önemlidir [3].
57

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
KNT’ lerin elektronik cihazların yapısında kullanılması ile birlikte araştırmacılar nano ölçekte elektronik devreler için
yeni malzemeler aramaya başlamışlardır. BNNT’ lerin 5,5eV bant aralığına sahip olduğu saptanmış ve yalıtkan
malzeme olarak kullanımı öngörülmüştür. Bu bant aralığı tüp çapına, tüpün yapısına, duvar sayısına bağlı olarak
değişmektedir [1]. BNNT’ ler KNT’ lerin uygun olmadığı, nano ölçekte elektronik ve foto elektronik yeni devrelerin
üretiminde kullanılabilirliği araştırılmaktadır. Yüksek termal stabilitesi, iyi ısıl direnci, yalıtkan özelliği çeşitli korozif
ortamlarda kimyasal direnci, bor nitrür nanotüplerin iyi bilinen özelliklerindendir [3].
BNNT’ lerin üretiminde KNT’ lerde olduğu gibi farklı yöntemler mevcuttur. Bu yöntemler farklı çapta, farklı saflıkta
ve farklı yapıda tüp sentezi sağlamaktadır. Bu amaçla kullanılan yöntemler; ark boşaltma, lazer biriktirme, kimyasal
buhar biriktirme (CVD) ve mekanik alaşımlamadır. Mekanik alaşımlama için konvansiyonel değirmenler ve yüksek
enerjili bilyeli değirmenler (YEBD) kullanılmaktadır. YEBD’ ler ilk olarak 1960’ lı yıllarda Benjamin ve grubu tarafından
kullanılmış ve konvansiyonel değirmenler yeterince enerji sağlamadığından dolayı ODS alaşımlarını sentezlemek
için geliştirilmiştir. YEBD’ lerde partikül kırma ve boyut azaltma ilk aşamada görülmekte ve bu nedenle YEBD’
lerde uzun öğütme zamanlarına gerek duyulmamaktadır. YEBD’ ler için öğütme atmosferi ve öğütme şiddetinin kontrolü
önem arz etmektedir. Çünkü bu parametrelerin kontrolü ile öğütme süresi boyunca kimyasal ve yapı değişimleri
gerçekleşmektedir. YEBD’ lerin farklı tipleri mevcuttur. Bu değirmen tipleri; spex, planeter, atritör, vibrasyonludur.
Nanotüp sentezleme araştırmaları için vibrasyonlu ve planeter bilyeli değirmenler kullanılmaktadır [4].
Bu çalışmada nano tüp üretmek amacı ile, öğütme işlemi süresince mekanik enerji yardımıyla kimyasal dönüşüm
reaksiyonu (in-situ dönüşüm) oda sıcaklığında gerçekleştirilmiş ve sonraki tavlama işleminde düşük sıcaklıklarda
tüp oluşumu sağlanmıştır.
2. DENEYSEL ÇALIŞMA
Öğütme deneyleri bir planeter bilyeli değirmende (Fritsch Pulverisette 7) gerçekleştirilmiştir. Başlangıç malzemesi
olarak Merck kGAA firmasından temin edilen % 98 saflıkta amorf bor tozu kullanılmıştır. Deneylerde bilye/toz oranı
32/1 olarak seçilmiş ve B tozu değirmende 20 ve 40 saat boyunca azot atmosferi altında 400 devir/dak’ lık bir hızda
öğütülmüştür. Öğütme işlemi oksidasyonu önlemek amacı ile koruyucu atmosfer (N 2 ) altında gerçekleştirilmiştir.
Öğütme işleminden önce, kaplar içerisindeki kalıntı oksijeni uzaklaştırılması amacıyla öğütme kapları azot gazı ile
birkaç kez temizlenmiştir. Daha sonra öğütülen tozlar 1300˚C’ de 2 saat NH 3 atmosferi altında bir tüp fırın içerisinde
tavlanmıştır. NH 3 gazının debisi 500 ml/min olarak seçilmiştir. Öğütülmüş ve tavlanmış numuneler Fırat Üniversitesi
(F.Ü) Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümünde Bruker D9 marka X-ışını difraksyon cihazında (CuKa radyasyonu
vasıtasıyla) veF.Ü Fizik Böülümümde yüksek ayırma güçlü geçirimli elektron mikrobu (JEOL JEM 2100F
HR-TEM) kullanılarak incelenmiştir.
3. SONUÇ VE TARTIŞMA
Bor tozunun tavlama esnasında BNNT’ lere dönüşmesi için öncelikle nano boyuta indirilmesi gereklidir. Bu amaçla
amorf bor tozu bilyeli değirmende 20 ve 40 saat süreyle öğütülmüştür. Ayrıca öğütme esnasında öğütme kapları
içerisinde bulunan tozların bir kısmının N 2 atmosferi ile reaksiyona girerek amorf yapılı nano tozlara dönüştüğü XRD
incelemeleri ile tespit edilmiştir
Şekil 1.a-b’de 20 ve 40 saat öğütülmüş numunelerden elde edilen XRD sonuçları verilmiştir. Şekilden de görüldüğü
gibi 20 saat öğütmenin ardından yaklaşık 44 o ’ de bir pik ortaya çıkmıştır. Bu pik, BN ve Fe x B y pikleridir. 44 o ’ deki bu
pikin 40 saat öğütme sonunda genişliğinde artma meydana gelirken, şiddeti nispeten azalmıştır. Amorf bor tozunun
azot atmosferinde öğütülmesinden dolayı 20 saat öğütme sonunda yapıda nano boyutlu BN partikülleri oluşmuştur.
Ayrıca, öğütme işlemi sırasında öğütme kabının ve bilyelerin aşınması ile yapıya karışan Fe partikülleri öğütme
süresinin artması ile birlikte bor ile reaksiyona girerek Fe x B y ’ ye dönüşmüştür. Şekil 1.c’de görülen 40 saat öğütme
ve 1300˚C’de 2 saat tavlama sonucunda elde edilen XRD analizinde yaklaşık 26 o ’ de ortaya çıkan (002) pikinin
h-BN ilişkili olduğu tespit edilmiştir ve bazı çalışmalarda bu pikin BNNT olduğu belirtilmektedir [5]. Öğütme işlemi
sırasında 44 o ’ de ortaya çıkan pikin şiddeti, ısıl işlemden sonra daha da azalmıştır. Muhtemelen ısıl işlem ile beraber
Fe x B y fazında ayrışma meydana gelmiştir. Pikteki azalmanın sebebinin ise bu durum olduğu düşünülmektedir.
Isıl işlem ile beraber yapıdaki demir partikülleri de amonyak ile reaksiyona girerek Fe x N şeklinde demir nitrürlere
dönüşmüşlerdir. Yapıdaki demirin bir kısmı ise ısıl işlem sıcaklığının etkisiyle bor ile reaksiyona girerek farklı formda
Fe x B y ’ e dönüşmüştür. Yapıda BN piklerinin tamamı BN nanotüpe ait pikler olmayıp, farklı formlarda oluşmuş BN’
de yapıda bulunmaktadır.
58

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu sonuçlar dahilinde öğütme sonucunda elde edilen metastabil amorf yapının tüpe dönüştüğü görülmüş ve bazı
araştırmacılar tarafından da belirtilmiştir [6]. Bu yüksek miktarda hata içeren yapı difüzyon prosesini harekete geçirmektedir.
Partikül boyutunun nano boyuta dönüşmesi difüzyon mesafesini azaltmaktadır. BN tüpün oluşabilmesi
için iki önemli gereksinim vardır. Bunlar; çekirdek alanları ve serbest atom kaynaklarıdır. Nano katalizör partikülleri
ve yüzey difüzyonunun etkisi ile bu özel yapıların oluştuğu bilinmektedir [8]. Atomların, yüzey kısımlarında çok zayıf
bağlar kurması ve yüzey difüzyonunun ortam gazlarının adsorbsiyonundan büyük ölçüde etkilenmesinden dolayı
malzeme taşınımında yüzey difüzyonunun baskın mekanizma olduğu düşünülmektedir [7,8].
Şekil 2’de 20 saat (a-b) ve 40 saat (c-d-e) öğütme işleminden sonra tavlanan numunelerin TEM görüntüleri verilmiştir.
Şekilde açıkça görüldüğü gibi matris içinde dağılmış nano Fe partiküllerine rastlanmıştır. Bu partiküllerin
yapıya öğütme kabının ve bilyelerin aşınmasından ötürü geçtiği sanılmaktadır. Öğütme zamanın artması ile birlikte
Fe partikülü miktarının dereceli olarak arttığı düşünülmektedir [5]. Bu metal partiküllerinin nanotüp oluşumu için
pozitif bir rol oynadıkları ve çekirdekleşme için katalizör görevi yaptıkları Şekil 2.b’de görülmektedir ve Şekil 2.b’de
tüpün uç kısmındaki Fe partikülü üzerinden nanotüp gelişmektedir. Ayrıca aynı şekilde nanotüpün çevresinde farklı
boyutlarda Fe partikülleri mevcuttur. Bu partiküllerin etrafının dönüşmemiş amorf yapı ile kaplı olduğu görülmektedir.
Elde edilen TEM görüntülerine göre ürünlerin bambu tipli nanotüpler olduğu açıkça görülmektedir. Bambu tipli
nanotüplerin oluşum modeli Şekil 3 de verilmiştir.
59
Şekil 1. XRD sonuçları; (a) 20 saat öğütme
sonunda,(b) 40 saat öğütme sonunda ve (c)
40 saat öğütme ve 1300˚C’de 2 saat tavlama
sonucunda
Şekil 2. 1300˚C’de 2 saat NH 3
atmosferi altında tavlanan numunelerin
TEM resimleri

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu mekanizmaya göre öğütme kabı ve bilyelerden tozlara geçen metal partikülleri öğütme prosesi boyunca amorf
yapı içerisinde homojen olarak dağılmıştır. 1300˚C’de nano boyutlu Fe partiküllerin hacim ve yüzey difüzyonu bor
nitrür ve karbondan daha büyük olduğu varsayılmaktadır [8]. Ergime noktası 1535˚C olmasına rağmen nano boyutlu
olması nedeniyle demir çökeltiler yavaş bir akış davranışı içine girerek yarı küresel duruma geçmektedir [8]. Bor
atomları nano Fe partikülü içine difüze olurken, azot atomları önce Fe yüzeyler üzerinde amonyaktan ayrılmakta ve
daha sonra nano Fe partikülü içine difüz etmektedir (Şekil 3.a). Zaten, tavlama sonunda verilen XRD analizlerinde
Fe 4 N’ in bulunması bu mekanizmayı destekler niteliktedir. B ve N yeterli miktara ulaştığında aşırı doymuş katı çözelti
oluşturmakta ve bu çözeltiden BN tabakaların oluşumu devam etmektedir (Şekil 3.b). BNNT’ler BN kabuklar ve
katalizör arasındaki ara yüzeylerden oluşmaya başlamaktadır. Bu büyüme aşamasında dış kabuk partikülün her iki
tarafından gerilip, ayrılırken iç kabuk ise kavislenmektedir. Nano tüpün kılcal etkisinden dolayı katalizör partikülü
tüp içine emilmeye başlamaktadır (Şekil 3.c). Katalizör partikülünün yüzey gerilimini artmasına neden olan bu reaksyonda
bor ve azot arasındaki temas alanının azalmasından dolayı emilen katalizör partikülü (Şekil 3.d) bor ve
azot kaynağı olarak görev yapmaktadır. Katalizör partikülü geri itilip yarı küresel şekle geri döndüğünde bir bambu
yumru oluşmaktadır (Şekil 3.e). Sonuçta bu işlemin tekrarlanması ile bambu tip nano tüp büyüyebilir (Şekil 3.f-g).
Bu büyüme modeli KSK (Katı-Sıvi-Katı) mekanizması olarak isimlendirilmektedir [5].
Deneyler sonunda elde edilen nanotüplerin boylarının 200 nm’ den birkaç mikrona kadar değiştiği ve çaplarının
20-100 nm arasında değiştiği tespit edilmiştir. 40 saat öğütülmüş numuneler 20 saat öğütülmüş numunelerle karşılaştırıldığında,
40 saat öğütülen numunelerde tüp miktarının arttırdığı ve tüplerin çaplarının azaldığı tespit edilmiştir.
Bunun nedeni; öğütme süresinin artması ile beraber azot gazının absorbsyonun artmasına ve tozların partikül
boyutunun daha da azalmasına bağlanmaktadır [5].
4. GENEL SONUÇLAR
Bu yöntem kullanılarak bambu tipli BNNT’ler başarı ile üretilmiştir. Verilen büyüme modeline göre nanotüplerin
oluştuğu tespit edilmiştir. 20 saat ve 40 saat öğütülen numuneler karşılaştırıldığında, ısıl işlemden sonra 40 saatlik
numunelerdeki ürün miktarının arttığı ve tüp çapının azaldığı tespit edilmiştir. Bunun nedeni öğütme ile oluşturulan
çekirdek yapı sayısının 40 saatte daha ideal olmasına ve öğütme süresinin artmasıyla öğütülmüş tozun demir konsantrasyonunun
artmasına bağlanmaktadır.
5. kAYNAkLAR
Şekil 3. Bambu tipli BNNT’lerin
büyüme modeli [5].
1. Rubio, A., J. L. Corkill and M. L. Cohen, “Theory of Graphitic Boron NitrideNanotubes”, Physical Review
B, Vol. 49, pp. 5081-5084, 1994.
2. Chopra, N. G.; Luyken, R. J.; Cherrey, K.; Crespi, V. H.; Cohen,M. L.; Louie, S. G.; Zettl, “Boron-Nitride
Nanotubes” A. Science , Vol. 36 269-966,1995
3. H. Zhang and Y. Chen “Boron Nitride Nanotubes:Synthesis and Structure”,Nanotubes and nanofibers,
pp 157-174, Australia,2006
4. Y. Chen and J. S. Williams “Synthesis of Boron Nitride Nanotubes Using a Ball-Milling and Annealing
Method”, Nanoengineering of Structural,Functional, and Smart Materials,pp 182-208, Australia,2006
5. Y. Chen, M. Conway, and J.S. Williams,”Large-quantity production of high-yield boron nitride nanotubes”,
J. Mater. Res., Vol. 17, No:8, Australia,2002
6. E.J.M. Hamilton, S.E. Dolan, C.M. Mann, H.O. Colijn, C.A.McDonald, S.G. Shore,” Preparation of
Amorphous Boron Nitride from the Reaction of Haloborazines with Alkali Metals and Formation of a Novel
Tubular Morphology by Thermal Annealing” Chem. Mat.Science,Vol7, pp 11-117,1993.
7. German R.M.,”Sintering Theory and Practıce”, Joyn Wiley & Sons. Inc., USA,1996
8. L. T. Chaddertona, Y. Chen ” A model for the growth of bamboo and skeletal nanotubes: catalytic capillarity”,
Physics Letter A, Vol. 263, pp 401-405,Australia,2001
60

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
BOR KARBÜRLÜ ELMASLI KESİCİ SOKETLERİN MİKROYAPI VE
MEKANİK ÖZELLİKLERİ
Serkan ISLAK * , Durmuş KIR ** , Halis ÇELİK *** , Ertuğrul ÇELİK ****
* Kastamonu Üniversitesi, Cide Rıfat Ilgaz Meslek Yüksekokulu, 37600 Kastamonu, sislak@kastamonu.edu.tr
** Kocaeli Üniversitesi, Gebze Meslek Yüksekokulu, 41400 Kocaeli, durmuskir@gmail.com
*** Fırat Üniversitesi, Teknoloji Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Müh. Bölümü, 23100 Elazığ,
durmuskir@gmail.com, hcelik@firat.edu.tr
**** Tunceli Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Makine Müh. Bölümü, 62000 Tunceli
ecelik@tunceli.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada, doğal taş kesme işlerinde kullanılan elmaslı kesici soketlere bor karbür (B 4 C) ilavesinin mikroyapı ve
mekanik özellikleri üzerine etkisi araştırılmıştır. Bu amaçla, deneylerde B 4 C ağırlıkça % 2, 5 ve 10 oranlarında kullanıldı.
Tüm deneylerde sıcak presleme işlemi 35 MPa basınçta, 700 °C sıcaklıkta ve 3 dakika süreyle yapılmıştır.
Soketlerin mikroyapı ve faz bileşimi taramalı elektron mikroskobu (SEM), X-ışın difraktogramı (XRD), X ışını enerji
dağılım spektrometresi (EDS) ile belirlenmiştir. Mikrosertlik ve eğme dayanımı değerleri ise sırasıyla sertlik ve üç
noktalı eğme test cihazıyla ölçülmüştür. Soketlerin sertlik ve eğme dayanımları bor karbürün oranına bağlı olarak
değişmiştir.
Anahtar kelimeler: Elmaslı soketler, bor karbür, sıcak presleme
MICROSTRUCTURE AND MECHANICAL PROPERTIES OF DIAMOND
CUTTING SEGMENTS WITH BORON CARBIDE
ABSTRACT
In this study, effect of boron carbide (B 4 C) addition on microstructure and mechanical properties of diamond cutting
segments that are used in cutting works of natural stones were investigated. For this purpose, the boron carbide
was changed as 2, 5 and 10 wt. % percents. In all of the experiments, hot pressing process was carried out at 35
MPa pressure, at 700 °C temperature and 3 minutes sintering time. Microstructure and phase composition of segments
were determined by scanning electron microscopy (SEM), energy dispersive spectroscopy (EDS) and X-ray
diffraction (XRD) analysis. Microhardness and bending strength values were measured by hardness and threepoint
bending test devices, respectively. Hardness and bending strength values of segments changed depending
on boron carbide rate.
keywords: Diamond segments, boron carbide, hot pressing
1. GİRİŞ
Sentetik elmasın kullanım alanları arasında, sert malzemelerin kesilmesi, taşlanması, delinmesi ve parlatılması
işlerinde kullanılan elmaslı takımlar en büyük paya sahiptir. Elmaslı takımların piyasada, dairesel testereler, karotlar,
elmaslı teller ve matkaplar gibi birçok çeşidi mevcuttur [1]. Bu takımlar genellikle toz metalurjisi yöntemleri ile üretilmektedir.
Toz metalurjisi yöntemi ile üretilecek parçaların preslenmesi genellikle oda sıcaklığında yapılmaktadır.
Son yıllarda oda sıcaklığı üzerindeki ortamlarda da sıcak presleme ile parça üretimi sağlanmaktadır. Bu yöntem
61

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
kullanılarak daha az kalıp-metal tozu ara yüzey sürtünmesi ile, daha düşük presleme basınçlarında daha yüksek
yoğunluğun elde edildiği görülmüştür [2-5]. Sıcak presleme esnasında, elmas tanecikleri fiziksel ve kimyasal etkileşimler
ile metal matrise bağlanır. Elmaslı kesici takımın kesme performansını olumsuz yönde etkileyen, elmasın
grafitleşmesi, çözünmesi ve zarar görmesi gibi faktörlerden kaçınmak için sinterleme parametrelerinin çok dikkatli
seçilmesi gerekir [6].
Elmaslı kesici takımların kesme performansı ve kullanım süresi birçok faktör tarafından etkilenmektedir. Bu temel
faktörler; elmas ve matris özellikleri, soket üretim metodu, kesme şartları (kesme hızı, çevresel hız ve kesme derinliği),
kesme modu (aynı ve zıt yönlü kesim), doğal taşın minerolojik ve mekanik özellikleri, soğutma etkisi, kesme
makinesinin özellikleri ve operatörün becerisidir [7]. Elmaslı kesici takımlardaki soketlerin üretiminde kullanılan
metalik matrislerin iki temel fonksiyonu vardır. Birincisi elması sıkıca tutmak, ikincisi ise elmas kaybı ile uyumlu
bir oranda optimum olarak aşınmaktır [8,9]. Bu ilişkiyi en üst düzeye getiren teknikler metal-elmas ara yüzeyinde
atomik bağlanma, mekanik dayanıklılık ve aşınma hızının kontrolünü kapsar. Elmas tanelerinin matrisin aşırı bir
şekilde aşınması sonucunda desteksiz bir şekilde matris yüzeyinden ne fazla miktarda çıkmalı ne de zamanından
önce matristen kopmalıdır. Bunun için matrisin aşınma direnci kesilecek malzemenin aşınabilirlik özelliği ile uyumlu
olmalıdır [10,11].
Literatürde bir çok çalışmada Fe, Co, Ni, Ti, W, Cu ve CuSn matris malzemesi olarak kullanılmıştır. Nitkiewicz ve
Swierzy [12], elmaslı soketlerde kalayın kesme performansı üzerine etkisini incelemişler ve belirli miktarda ilavesinin
kesme performansına olumlu etki yaptığı gözlenmiş ve demirli matrislerle farklı takımlarda da kullanılabileceği
etüt edilmiştir. Barbosa ve arkadaşları [13], Fe-Cu-Co matrisli elmaslı takımları üretmişlerdir. En uygun matris bileşiminin
Fe-% 60 Cu-%20 Co olduğunu yapılan üç noktalı eğme ve aşınma testleriyle göstermişlerdir. Artan Cu miktarı
ile soketlerin yoğunluğu artmış ve sertliklerinde de iyileşme gözlenmiştir.
Metalik matrisin aşınma direncini arttırmak ve elmas ile matris ara yüzeyinde bağı güçlendirmek amacıyla matrise
karbürler ilave edilmektedir. Literatürde bu konuda kısıtlı çalışma mevcuttur. Meszaros ve Vadasdi [14] Co-% 2 WC
matrisli elmaslı kesici takımları üretmişlerdir. Yapılan çalışmada WC’ün abrasyon ile matrisin kütle kaybını kontrol
ettiği ve bu şekilde aşınma direncini arttırdığı rapor edilmiştir. Oliveira ve arkadaşları [4], elmaslı kesici takım için
matris olarak Fe-Cu-SiC tozlarını kullanmışlardır. SiC ilavesi ile aşınma oranını kontrol edici etkiye sahip olan sertlikte
% 14 oranında bir artış gözlenmiştir. Ayrıca ilave edilen SiC’ün tane boyutu arttıkça matrisin aşınma direncinde
artış meydana gelmiştir.
Son zamanlarda, yüksek ergime noktası, yüksek sertliği, düşük yoğunluğu, yüksek kimyasal kararlılık ve mükemmel
mekanik özelliklere sahip olan bor karbür (B 4 C) ileri teknoloji için önemli bir malzemedir. Bor karbür elmas ve
kübik bor nitrürden (cBN) sonra bilinen en sert malzemedir. Yüksek sertliğinden dolayı aşınma direncinin iyileştirilmesi
amacıyla kullanılmaktadır. Yüksek dayanım/yoğunluk oranı onu endüstri için ideal bir malzeme yapmaktadır
[15-18].
Bu çalışmada, doğal taş kesme işlerinde kullanılan elmaslı soketlere bor karbür (B 4 C) ilavesinin mikroyapı ve mekanik
özellikleri üzerine etkisi araştırılmıştır. Bu amaçla, deneylerde B 4 C ağırlıkça % 2, 5 ve 10 oranlarında ilave
edilmiştir. Tüm deneylerde sıcak presleme işlemi kullanıldı. Soketlerin mikroyapı ve faz bileşimi taramalı elektron
mikroskobu (SEM), X-ışın difraktogramı (XRD), X ışını enerji dağılım spektrometresi (EDS) ile belirlenmiş; mikrosertlik
ve eğme dayanımı değerleri ise sırasıyla sertlik ve üç noktalı eğme test cihazıyla ölçülmüştür.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Deneysel çalışmalarda matris olarak CuSn ve B 4 C tozları kullanılmıştır. Bor karbür tozu farklı yüzde ağırlık oranlarında
matrise ilave edilmiştir. Soket üretiminde kullanılan matris grupları Tablo 1’de, kullanılan tozların özellikleri
ise Tablo 2’de verilmiştir. Şekil 1’de soket üretiminde kullanılan CuSn ve B 4 C’ün SEM fotoğrafları ve XRD grafikleri
görülmektedir. Bronz tozu küresel şekilli ve bor karbür tozu ise keskin köşeli bir şekle sahiptir.
Tablo 1. Soket üretiminde kullanılan matris grupları ve üretim parametreleri
No
Matris (% ağ.)
CuSn B C 4
Sinterleme
sıcaklığı (°C)
Sinterleme
süresi (dak.)
Basınç
(MPa)
S1 100 -
S 2 98 2
S 3 95 5
S 4 90 10
700 3 35
62

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Tablo 2. Kullanılan Tozların Özellikleri
Tozlar Özellik Tane boyutu (μm)
CuSn % 85 Cu, % 15 Sn, % 99.9 saflık 45-50
B 4 C % 79 B, % 20.5 C, % 99.9 saflık ~20
Şekil 1. Soket üretiminde kullanılan tozların SEM fotoğrafları ve XRD grafikleri: (a) CuSn tozu, (b) B 4 C
Tablo 1’de ki gibi hazırlanan matris grupları mikserde 30 dakika süre ile 20 d/d hızda % 1 oranında parafin yağı
karışıma eklenerek krom kaplanmış çelik bilyeler ile birlikte karıştırılmıştır. Çelik bilye kullanımındaki amaç karışıma
katılan parafin yağının topak oluşturmasını engellemektir. Toz halindeki soketler 15 MPa basınçla soğuk olarak
preslendi. Bisküvi şeklindeki soketler grafit kalıplarda sıcak presleme tekniği kullanılarak nihai soket haline dönüştürüldü.
Her bir soket 35 MPa’da 700 °C sıcaklıkta 3 dakika sinterleme süresinde elde edildi. Şekil 2’de soketlerin
grafit kalıba yerleştirme düzeni ve sinterleme grafiği görülmektedir.
Şekil 2. (a) Soketlerin grafit kalıba yerleştirme düzeni ve (b) sinterleme grafiği
63

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Sıcak presleme yöntemi ile üretilen soketlerin bağıl yoğunluğu, sertliği ve eğme dayanımı tespit edilmiştir. Numunelerin
bağıl yoğunluk ölçümü Archimedes prensibine göre yapılmıştır. Sertlik ölçümü için Karl Frank marka
sertlik ölçme cihazında 62,5 kg yük ve 2.5 mm çapında bilye ile numunelerin sertliği Brinell cinsinden ölçülmüştür.
Soketlerin eğilme dayanımları, 40 mm x 7 mm x 3.2 mm ölçüsündeki numuneler kullanılarak üç noktalı eğme testi
ile tespit edilmiştir.
Metalografik incelemeler için numuneler, 3.2 mm x 7 mm x 10 mm ölçülerinde kesilmiştir. Elde edilen metalografi
numuneleri 80-1200 mesh’lik zımpara kağıdına tutularak yüzeyleri temizlenmiştir. Daha sonra 1 ve 6 μm’lik elmas
pasta ve inceltici yardımıyla yan kesit yüzeyleri parlatılmıştır. Mikroyapı incelemeleri için numuneler 20 saniye süreyle
5 gr. FeCl 3 , 50 ml HCl ve 100 ml H 2 O çözeltisinde dağlanmıştır. Soketlerin mikroyapısının üretim koşullarına
bağlı olarak nasıl değiştiğini ve faz yapılarını tayin etmek için ve kırık yüzeylerini incelemek için taramalı elektron
mikroskobu (SEM), enerji dispersive spektograph (EDS), X- ışını difraksiyonu (XRD) ve spektral analizlerden yararlanılmıştır.
XRD analizleri 30 kV ve 15 mA’de CuK a radyasyonu kullanılarak Rigaku Geigerflex X-ışını difraktometresi
ile elde edilmiştir.
3. SONUÇLAR VE TARTIŞMA
CuSn ve CuSn-B 4 C matrisli soketler sıcak presleme yöntemi ile 700 °C sıcaklıkta, 35 MPa basınçta ve 3 dakika sinterleme
süresinde başarıyla üretildi. CuSn matrisinin mikroyapısında a-Cu ve -bronzu (Cu 3 Sn) fazları oluşmuştur.
Bu durum Cu-Sn ikili faz diyagramı (Şekil 3) ve Şekil XRD grafiği (Şekil 4) ile de desteklenmektedir. Cu 3 Sn fazı Şekil
5’deki SEM fotoğraflarından da görüldüğü gibi Cu partiküllerinin tane sınırlarında çökelmiştir.
Şekil 3. Cu-Sn ikili faz diyagramı [19]
Şekil 4. Soketlerin XRD grafiği
64

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
CuSn tozuna ağırlıkça % 2, 5 ve 10 oranlarında B 4 C ilave edilerek CuSn-B 4 C kompoziti üretilmiştir. Üretilen CuSn-
B 4 C matrisinde B 4 C parçacıkları mikroyapıda nispeten homojen olarak dağılmıştır ve CuSn tarafından kuşatılmıştır
(Şekil 5). takviye partiküllerin matris içerisinde homojen olarak dağılmadığı durumlarda kompozitin mekanik ve
fiziksel özellikleri olumsuz yönde etkilenmektedir [20]. Bu takviyeli matrislerin SEM fotoğraflarında koyu renkli ve
köşeli partiküller B 4 C’lerdir. Bor karbür oranı arttıkça, B 4 C partikülleri CuSn’nin tane sınırlarına doğru yayılarak bir
ağ oluşturmuştur (Şekil 5b-c-d). Ayrıca bor karbür ilave miktarı arttıkça soketlerin XRD grafiklerindeki B 4 C piklerinin
şiddetleri artmaktadır. XRD grafikleri CuSn ve B 4 C arasında herhangi bir kimyasal reaksiyonun olmadığını da
göstermektedir. CuSn-B 4 C soket matrislerinin mikroyapısında gözenekler tane sınırlarında oluşmuştur. Bor karbür
oranı arttıkça gözeneklilik miktarı artmıştır. Bu durum B 4 C’ün sinterlenebilme özelliğin düşük olmasından kaynaklanmaktadır.
CuSn-B 4 C matrisli soketlerde B 4 C ilavesinin sıkıştırılabilirlik özellikleri üzerine belirlemek için soketlerin deneysel
yoğunlukları ölçüldü. Matrislerin deneysel ve teorik yoğunlukları kullanılarak bağıl yoğunlukları belirlendi. Şekil 6’da
bor karbür ilavesinin soketlerin deneysel ve bağıl yoğunlukları üzerine etkisi verilmiştir.
Şekil 5. Soket matrislerinin SEM fotoğrafları: (a) CuSn, (b) CuSn-% 2 B 4 C, (c) CuSn-% 5 B 4 C ve
(d) CuSn-% 10 B 4 C
Tablo 3’te Şekil 5’deki SEM fotoğraflarında belirlenen bölgelerin EDS analizi verilmiştir. 1 bölgesinin EDS analizi
tane köşesinde oluşan Cu 3 Sn ve B 4 C fazlarını işaret etmektedir. 2 nolu bölge matris fazı yani CuSn’yi göstermektedir.
3 nolu bölgenin analizi % 99.142 C ve % 0.858 Sn’dir. Bu bor karbür tanesi üzerinden alınan analizdir. Fakat
EDS analizinde B elementinin okunmamasının sebebi karbon ve borun atom çaplarının çok küçük ve birbirine yakın
olmasıdır. 4 nolu bölge tane sınırlarında oluşan Cu 3 Sn fazıdır.
Bölge
Tablo 3. Soketlerde verilen bölgelerin EDS analizi
Kimyasal bileşim (% ağ.)
B C Cu Sn
1 bölgesi 0.000 13.425 53.142 33.433
2 bölgesi 0.000 0.000 85.461 14.539
3 bölgesi 0.000 99.142 0.000 0.858
4 bölgesi 0.000 0.000 62.281 37.719
65

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6. Bor karbür ilavesinin soket matrisinin deneysel ve bağıl yoğunluğa etkisi
Artan bor karbür oranında yoğunluklarda düşüş meydana gelmiştir. Bu durum bor karbürün yoğunluğunun (2,52 gr/
cm 3 ) bronzun yoğunluğundan (8,68 gr/cm 3 ) düşük olmasıyla ilgilidir. Yine artan bor karbür ilavesiyle bağıl yoğunluklarda
düşüş meydana gelmiştir. Bu durum artan bor karbür oranının sinterlenebilirliği olumsuz etkilemesiyle açıklanabilir
[21]. Diğer bir sebep ise, matris ile takviye elemanı yani bronz ile bor karbürün ergime noktaları arasındaki
büyük farklılık, sinterleme anında partiküllerin tekrar düzenlenmesinde önleyici bir faktör olmasıdır. Bor karbür ilaveli
soketlerde en iyi yoğunlaşma CuSn-% 2 B 4 C matrisinde yaklaşık % 93,01’lik bağıl yoğunluk ile olmuştur (Şekil 6).
Şekil 7’de CuSn içerisine farklı oranlarda ilave edilen bor karbürün sertlik üzerine etkisi görülmektedir. Her bir numune
için toplam altı adet ölçüm yapılmıştır. Değerlendirmede ölçümlerin ortalaması kullanılmıştır. Bor karbür ilavesiyle
elde edilen CuSn-B 4 C soket matrislerin sertliklerinde belirgin bir artış olmuştur. CuSn, CuSn-% 2 B 4 C, CuSn-%
5 B 4 C ve CuSn-% 10 B 4 C soketlerinin sertlikleri sırasıyla 78 HB, 87 HB, 109 HB ve 118 HB olarak ölçülmüştür. Bu
sertlik artışına bor karbürün dağılım mukavemetlendirme etkisi sebep olmuştur. Sertlik artışı ile soket matrisinin
aşınma direnci arttırılmaya çalışılmıştır.
Şekil 7. B 4 C ilavesinin soketlerin eğme mukavemeti ve sertliğine etkisi
Kırılma tokluğunu belirlemek için CuSn ve CuSn-B 4 C matris numunelerine 3-noktalı eğme testi uygulanmıştır. Her
bir matris için üç noktalı eğme testi beşer defa tekrarlanmıştır. Elde edilen değerlerin ortalaması alınarak üretim
66

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
parametrelerinin etkisi tartışılmaya çalışılmıştır. Eğme mukavemeti üzerine bor karbür ilavesinin etkisi yine Şekil
7’de görülmektedir.
Bor karbür ilave miktarı arttıkça soket matrislerin eğme mukavemeti değerlerinde düşüş gözlenmiştir. CuSn, CuSn-
% 2 B 4 C, CuSn-% 5 B 4 C ve CuSn-% 10 B 4 C soket matrislerinin eğme dayanımları sırasıyla 477.40 MPa, 412.00
MPa, 372.42 MPa ve 244.48 MPa olarak ölçülmüştür. Eğme mukavemeti değerlerinde bu düşüşün sebebi yüksek
sertliğe sahip bor karbürün artan miktarlarda soket matrisini gevrekleştirmesidir. Ayrıca takviye elemanı ile sünek
matris arayüzeyinde genleşme katsayısı farklılığından dolayı gerilim yoğunlaşması meydana gelir. Bu gerilim yoğunlaşması
eğme mukavemetinin düşmesine yol açmıştır [22]. Kısaca bor karbür bronz matrisinin kırılmasında hata
unsuru olmuştur.
Kompozit malzemelerde genel olarak kırılma olayı partikül kırılması, arayüzeyde zayıf bağlanma ve matris malzemesinin
deformasyonu olmak üzere üç hata mekanizması ile oluşur [23]. Bor karbür takviyesiz olan soket numunesinde
matrisin plastik deformasyonu kırılma olayında hâkim mekanizmadır (Şekil 8a). Yine bu numunede boyun
verme olayı diğer numunelere göre daha yoğun miktardadır. Bor karbür takviyeli soketlerin kırılma yüzeyinde ise
bor karbür taneleri ile CuSn matrisi arasında zayıf bağlanması söz konusudur. Bor karbür miktarı arttıkça matris
ile bor karbür taneleri arasındaki bağlanma daha da zayıflamaktadır. Bu durum Şekil 8b-c-d’de açık bir şekilde
görülmektedir. Bu zayıf bağlanma olayı sinterleme koşullarının yetersizliğinden kaynaklanmaktadır. Daha yüksek
presleme basıncı ve sinterleme sıcaklığı kullanılarak matris (CuSn) ile takviye elemanı (B 4 C) ara yüzeyindeki zayıf
bağlanmanın üstesinden gelinip eğme dayanımının arttırılacağı düşünülmektedir.
3. GENEL SONUÇLAR
Şekil 8. Soket matrislerinin kırma yüzeylerinin SEM fotoğrafları:
(a) CuSn, (b) CuSn-% 2 B 4 C, (c) CuSn-% 5 B 4 C ve (d) CuSn-% 10 B 4 C
Sıcak presleme ile 700 °C sinterleme sıcaklığı, 35 MPa presleme basıncı ve 3 dakika sinterleme süresinde üretilen
CuSn-B 4 C matrisli soketlerde bor karbürün matris içinde nispeten homojen olarak dağıldığı SEM çalışmalarıyla
gözlenmiştir. Bor karbür taneleri bronzun tane sınırlarında oluşmuş, bronz tarafından kuşatılmıştır. Ayrıca artan bor
karbür ilavesinde gözenek miktarında artış gözlenmiştir. Bor karbür ilavesiyle elde edilen CuSn-B 4 C soket matrislerin
sertliklerinde belirgin bir artış olmuştur. En yüksek sertlik değeri % 10 B 4 C ilavesinde 118 HB olarak ölçülmüştür.
Bor karbür ilaveli soketlerde en iyi yoğunlaşma CuSn-% 2 B 4 C matrisinde yaklaşık % 93,01’lik bağıl yoğunluk ile
olmuştur. Bor karbür ilave miktarı arttıkça soket matrislerin eğme mukavemeti değerlerinde düşüş gözlenmiştir. En
düşük tokluğa 244.48 MPa eğme dayanımı ile ağırlıkça % 10 B 4 C içeren numune sahiptir. Bor karbür ilavesiyle
takviye ve matris ara yüzeyinde zayıf ara yüzey bağlanmaları tespit edilmiştir. Bu durum sinterleme koşullarının
yetersizliği ile ilişkilendirilmiştir.
67

4. TEŞEKKÜR
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışmanın yürütülmesi ve sonuçlandırılması ile ilgili konularda TEF.10.01 nolu proje ile maddi destek sağlayan
Fırat Üniversitesi Bilimsel Araştırmalar Projeleri Birimine (FÜBAP), teşekkür ederiz.
5. kAYNAkLAR
1. Xu, X.P., “Friction studies on the process in circular sawing of granite”, Tribology Letters, Vol. 7, pp. 221-227,
1999.
2. Sun, J., Liu, C., Wang, R., “Low pressure hot pressing of B4C
matrix ceramic composites improved by Al2O3 and
TiC additives”, Materials Science and Engineering: A, Vol. 519, pp. 27-31, 2009
3. Kim, T.W., “Determination of densification behavior of Al-SiC metal matrix composites during consolidation
processes”, Materials Science and Engineering: A, Vol. 483-484, pp. 648-651, 2008
4. Oliveira, L.J., Bobrovnitchii, G.S., Filgueira, M., “Processing and characterization of impregnated diamond cutting
tools using a ferrous metal matrix”, International journal of Refractory Metals and Hard Materials, Vol.
25, pp. 328-335, 2007.
5. Özel, S., Çelik, E., Turhan, H., “The investigation of microstructure and mechanical properties of Cu-Al/B4C
composites produced by using hot press”, e-journal of New World Sciences Academy, Vol. 4 (1), pp. 106-
112, 2009.
6. Zeren, M., Karagöz, Ş., “Defect characterization in the diamond cutting tools”, Materials Characterization, Vol.
57, pp. 111-114, 2006
7. Büyüksağış, I.S., “Effect of cutting mode on the sawability of granites using segmented circular diamond sawblade”,
journal of Materials Processing Technology, Vol. 183, pp. 399-406, 2007
8. Konstanty, J., “Production of Diamond Sawblades for Stone Sawing Applications”, key Engineering Materials,
Vol. 250, pp. 1-12, 2003
9. Konstanty, J., “Factors affecting diamond retention in stone sawblade segments”, key Engineering Materials,
Vol. 250, pp. 13-20, 2003
10. Karagöz, Ş., Zeren, M., “The microstructural design of diamond cutting tools”, Materials Characterization, Vol.
47, pp. 89-91, 2001
11. Konstanty, J., “Powder Metallurgy Diamond Tools”, Elsevier Ltd, The Metal Powders Technology Series,
pp. 106-107, 2005
12. Nitkiewicz, Z., Swierzy, M., “Tin influence on cutting behaviour of diamond sawblades for Stone cutting”, 13th International Scientific Conference on Achievements in mechanical and materials Engineering, 16-18
May 2005, Gliwice-Wista, Poland, pp. 467-470, 2005
13. Barbosa, A.P., Bobrovnitchii, G.S., Skury, A.L.D., Guimarães, R.S., Filgueira, M., “Structure, microstructure and
mechanical properties of PM Fe–Cu–Co alloys”, Materials and Design, Vol. 31, pp. 522–526, 2010
14. Meszaros, M., Vadasdi, K., “Process and equipment for electrochemical etching of diamond-containing Co-Wc
tools and recovery of diamond from used steel tools”, International journal of Refractory Metals and Hard
Materials, Vol. 14, pp. 229-234, 1996
15. Pierson, H.O., “Handbook of Refractory Carbides and Nitrides”, William Andrew Pub., Noyes, 1996
16. Spohn, M.T., “Boron Carbide”, Minerals Review, Vol. 6, pp. 113-115, 1994
17. Jiang, T., Jin, Z., Yang, J., Qiao, G., “Investigation on the preparation and machinability of the B C/BN nano-
4
composites by hot-pressing process”, journal of Materials Processing Technology, Vol. 209, pp. 561-571,
2009
18. Ma, Q.C., Zhang, G.J., Kan, Y.M., Xia, Y.B., Wang, P.L., “Effect of additives introduced by ball milling on sintering
behavior and mechanical properties of hot-pressed B C ceramics”, Ceramics International, Vol. 36, pp.
4
167-171, 2010
19. Saunders, N., Miodownik, A.P., “Cu-Sn (Copper-Tin)”, Binary Alloy Phase Diagrams, vol. 11, pp. 278-87,
1990.
20. Lee, D.W., Ha, G.H., Kim, B.K., “Synthesis of Cu-Al2O
nano composite powder”, Scripta Materialia, Vol. 44,
3
pp. 2137-2140, 2001
21. Rahimian, M., Ehsani, N., Parvin, N., Baharvandi, H.R., “The effect of particle size, sintering temperature and
sintering time on the properties of Al-Al O composites, made by powder metallurgy”, journal of Materials
2 3
Processing Technology, Vol. 209, pp. 5387-5393, 2009
22. Samuel, A.M., Gotmare, A., Samuel, F.H., “Effect of solidification rate and metal feedability on porosity and
SiC/Al O particle distribution in an Al–Si–Mg (359) alloy”, Composites Science and Technology, Vol. 53, pp.
2 3
301–315, 1995
23. Park, K.T., Mohamed, F.A., “Creep strengthening in a discontinuous SiC–Al composite”, Metall. Mater. Trans.
A, Vol. 26, pp. 3119–3129, 1995
68

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
B 4 C TAKVİYELİ ALÜMİNYUM KÖPÜKLERİN KÖPÜRME
ÖZELLİKLERİNİN ARAŞTIRILMASI
Uğur GÖKMEN*, Halil KARAKOÇ**, Arif UZUN***, Mehmet TÜRKER**
* Gazi Üniversitesi, Atatürk MYO, Makine ve Metal Teknolojileri Bölümü, Teknikokullar, 06500, Ankara,
ugokmen@gazi.edu.tr
** Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Teknikokullar, 06500, Ankara,
halil.karakoc@hotmail.com,
mturker@gazi.edu.tr
*** Kastamonu Üniversitesi, Cide Rıfat Ilgaz MYO, Kaynak Teknolojisi Bölümü, Kastamonu, a
uzun@kastamonu.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada ön alaşımlı Alumix 231 tozu içerisine, % 1 oranında TiH 2 ve farklı oranlarda (ağırlıkça % 3, 6, 9 ve 12)
B 4 C tozu ilave edilerek karıştırılmıştır. Karışım tozlar 600 MPa basınç altında tek yönlü preste sıkıştırılmış ve 550
o C’de ön ısıtmaya tabi tutulmuştur. Daha sonra numuneler sıkıştırma yönünde deforme edilerek köpürebilir kompozit
preform malzemeler haline getirilmiştir. Elde edilen preform numuneler 710˚C sıcaklıkta köpürtme işlemine tabi
tutularak metal matrisli kompozit köpükler üretilmiştir. Üretilen metalik köpüklerde B 4 C ilavesinin köpürme davranışı
üzerine etkileri araştırılmıştır.
Anahtar kelimeler : Alüminyum Köpük, Alumix 231,B 4 C, Köpürme Davranışı
INvESTIGATION OF THE FOAMING BEHAvIOUR OF B 4 C
REINFORCED ALUMİNUM FOAMS
ABSTRACT
In this study, Alumix 231, 1% titanium hydrate (TiH 2 ) and various amount of B 4 C (3%, 6%, 9% and 12 % by weight)
powders were mixed, and then compacted at 600 MPa pressure by using a uniaxial action press and pre-heated to
550 o C in a furnace. Then the samples were deformed in the direction of compression to produce foamable composite
precursor materials. Produced precursor samples were foamed at 710˚C in order to produced metal matrix
composite foams. Effects of B4C addition on foamability behavior of metallic foams were invested.
keywords: Aluminum Foam, Alumix 231, B 4 C, Foaming Behaviour
1. GİRİŞ
Kapalı gözenekli alüminyum köpükler mekanik ve fiziksel özelliklerinden dolayı yapısal ve fonksiyonel uygulamalar
için cazip hale gelmiş malzemelerdir. Bu malzemelerin endustriel boyutta üretiminde döküm ve toz metalurjisi (TM)
en fazla kullanılan yöntemlerdir. Ancak TM yöntemi net şekilli parçaların doğrudan üretimine olanak sağlaması
araştırmacıları bu yöntem üzerine daha da çok yöneltmiştir. TM yöntemi ilk olarak Fraunhofer Malzeme Araştırma
Enstitüsü (IFAM) tarafından geliştirilmiştir [1]. Bu yöntem de sandviç levha şeklinde veya karmaşık şekilli homojen
gözenek yapılara sahip köpük parçalar köpürebilir preform malzemelere uygulanan ısıl işlem ile üretilmektedir [2].
İşlem süreci yüksek yoğunlukta preform malzeme üretimi için Al tozları ile köpürtücü madde tozlarının kombinasyonu
ile başlamaktadır. Daha sonra preform malzemelerin alüminyumun ergime derecesinin biraz üzerindeki bir
69

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
sıcaklıkta köpürtülmesi ile işlem süreci tamamlanmaktadır. Bu süreçte ergiyik hale gelen alüminyum içerisinde, köpürtücü
madde çözünerek hidrojen gazı açığa çıkarmaktadır. Yapı içerisinde giderek artan hidrojen gazı, gözenekli
alüminyum köpük oluşumunu sağlamaktadır. Ancak ergiyik halde bulunan Al köpük, plato sınırları ve hücre duvarları
boyunca ergiyik drenajı ve artan yüzey alanı nedeniyle termodinamik ve kinetik açıdan kararlı değildir [3,4]. Bu etkiler
mekanik özellikleri düşük, homojen olmayan köpük yapıların oluşumuna neden olmaktadır. Daha önce yapılan
çalışmalarda köpüğün kararlılığını ayarlayabilmek için yapı içerisine SiC, Al 2 O 3 , TiB ve TiC gibi seramik parçacıklar
ilave edilmektedir [5-8]. İlave edilen seramik parçacıklar ergiyik halde bulunan alüminyumun viskozitesini artırarak,
hücre duvarı boyunca ergiyik akışını düşürmekte, drenaj oranını ve hücre duvarı çöküntülerini azaltmaktadır. Fakat
ıslatılabilirliği iyi olan parçacıklarla bu durum daha etkin hale gelebilmektedir. Bu çalışmada ise B 4 C parçacıklarının
köpürebilirliğe etkisi araştırılmıştır.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Deneysel çalışmalar uygun miktarlarda hazırlanan ön alaşımlı Alumix 231 (2,5 Cu, 0,5 Mg, 14 Si - < 160 μm), TiH 2
(ağırlıkça % 1 - < 45 μm) ve B 4 C P ( ağırlıkça % 3, 6, 9 ve 12 - < 10 μm) tozlarının karışımı ile başlamıştır. Karışım
üç boyutlu karıştırıcıda (turbula) 30 dakika süreyle plastik bir kap içerisinde gerçekleştirilmiştir. Daha sonra karışım
tozlar, köpürebilir metal matrisli kompozit (MMK) preform malzemeler üretmek amacı ile çelik kalıp içerisinde tek
yönlü olarak 600 MPa basınç altında Preslenmiştir ( Şekil 1-a). Presleme sonrası 550 °C’de 4 saat bekletilen numuneler
% 50 oranında deforme edilmiştir (Şekil 1-b). Daha sonra köpürebilir kompozit preform malzemeler 710
°C sıcaklıkta, yaklaşık 10 dakika fırın içerisinde bekletilerek köpürtme işlemine tabi tutulmuştur. Bu işlem süresince
herhangi bir köpürtme kalıbı kullanılmamıştır. Üretilen köpük numunelerin yoğunlukları ve hacimsel olarak genleşme
oranları 0,1 mg hassasiyetteki terazi ve yoğunluk kiti ile ölçülmüştür. Buna göre yoğunluk hesabı Eş.1’de verilen
Arşimet prensibi esasına göre yapılmıştır. Bu eşitlikte, ρ * köpüğün yoğunluğunu, m hava köpüğün havadaki ağırlığını
ve m su köpüğün su içerisindeki ağırlığını ifade etmektedir.
b
ρ * =m hava /(m hava −m su ) (1)
Genleşme oranı ise Eş. 2’de verilen formüle göre hesaplanmıştır. Bu formülde V * köpüğün hacmini, V ise köpürtme
öncesi numunenin ilk hacmini ifade etmektedir.
Hacimsel Genleşme ( HG ) = (V * /V-1) x 100 (2)
Şekil 1. Soğuk preslenmiş (a) ve % 50 deforme edilmiş preform malzemeler (b)
3. DENEYSEL SONUÇLAR ve TARTIŞMA
Şekil 1’de % 1 oranında TiH 2 içeren ve 710˚C sıcaklıkta köpürtme işlemine tabi tutulan numunelerde takviye elamanı
(B 4 C) miktarına bağlı olarak hacimsel genişleme ve yoğunlukta meydana gelen değişimler gösterilmiştir. Grafiğe bakıldığında
parçacık ilavesinin hacimsel genleşmeye azaltıcı, yoğunluğa ise artırıcı yönde etki ettiği görülmektedir.
Şekil 1. B 4 C miktarına bağlı hacimsel genişleme ve yoğunluk değişimi
70

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 2’de takviyeli ve takviyesiz alüminyum köpüklerin ara kesit fotoğrafları verilmiştir. Serbest köpürtme neticesinde
elde edilen numunelerde B 4 C ilavesinin köpürme davranışına ve gözenek morfolojisine olumsuz yönde etki ettiği
açıkça görülmektedir. Parçacık miktarı % 6’yı geçtiğinde numunelerde yeterli köpürme meydana gelmemektedir.
% 3 ve % 6 oranında parçacık içeren numunelerde ise gözenek boyut dağılımının, takviyesiz numuneye kıyasla
homojen olmadığı görülmektedir.
Şekil 2. B 4 C miktarındaki artışa bağlı olarak gözenek yapısı ve yoğunlukta meydana gelen değişim
Şekil 3’te % 6 B 4 C içeren Alümix 231 matrisli kompozit köpüklerin SEM görüntüsü verilmektedir. Bu görüntülerde
B 4 C parçacıkları net olarak tespitedilememiştir. Ancak yapılan EDX analizlerinde 1 nolu bölgede C elementine
rastlanmıştır. Parçacığın bu bölgede matris içerisine gömülmüş olduğu düşünülmektedir. Bu durum parçacık-matris
uyumunun iyi olduğunu gösterebilir. Fakat bazı araştırmalarda döküm yöntemi ile üretilen Al-B 4 C kompozitlerde
1100 o C’nin altında alüminyum ile bor karbür arasındaki ıslanmanın düşük olduğu bilinmektdir. Bundan dolayı ilave
edilen parçacık ya kaplanmakta yada ısıl işleme tabi tutulmaktadır [9]. SEM görüntüsü haritalandırıldığında
(FastMap) B ve C elementinin yapı içerisinde homojen bir şekilde dağıldığı görülmektedir (Şekil 4). Bundan dolayı
ilave edilen parçacıkların hücre duvarlarında homojen dağılım sergilediği söylenebilir. Matris malzemesi olarak ön
alaşımlı Alumix 231 kullanıldığından alüminyumdan sonra yapıda en fazla Si elementine rastlanmaktadır. Silisyum,
TM yöntemi ile köpük üretiminde matris içerisine ilave edilen en yaygın alaşım elementlerindendir [10]. Si, ötektik
noktayı düşürdüğünden düşük sıcaklıklarda ergiyik hale gelen Al ile parçacık ara yüzey uyumu artabilir.
Şekil 3. % 6 B 4 C içeren Alümix 231 matrisli kompozit köpüklerin SEM görüntüleri
71

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 4. % 6 B 4 C içeren Alümix 231 matrisli kompozit köpüklerin FastMap analiz yüzeyi
4. SONUÇLAR ve ÖNERİLER
Bu çalışmada toz metalurjisi yöntemi ile üretilmiş metal matrisli kompozit köpüklerde B 4 C ilavesinin köpürme davranışı
üzerine etkisi incelenmiş. Elde edilen verilere göre B 4 C oranındaki artış yoğunlukta atışa, hacimsel genleşmede
ise azalmaya neden olmuştur. Parçacık ilavesinde kritik değer % 6 olarak belirlenmiştir. Çünkü % 6’dan sonra gözenek
morfolojisinde ve köpürme davranışında olumsuz yönde etkiler söz konusudur. Ayrıca parçacık boyutunun (

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
CHARACTERIZATION
OF POWDER AND
PARTS
www.turkishpm.org
73

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
TRANSvERSE RUPTURE STRENGTH PROPERTIES OF
DIAMOND IMPREGNATED METAL MATRIX
james D. Dwan
Mechanical Engineering Dept. ITT Dublin, Tallaght, Dublin 24, Ireland
ABSTRACT
The determination of mechanical properties of diamond impregnated metal matrices (DIMMs) is very important if
proper understanding of the relationship between workpiece and the diamond tool is to be achieved. Transverse
Rupture Strength (TRS) is a common mechanical test carried out on metal matrices as used in diamond tools. This
is mainly because standard tensile testing is more problematic to carry out successfully due to the more brittle
nature of the metal matrices used in diamond tools, especially cobalt matrix. Mechanical testing of DIMMs is rarely
carried out mainly due to cost. This paper reports on TRS properties of diamond impregnated cobalt metal matrix
(DICoMM). The effects of diamond size and concentration on the TRS of PM cobalt have been investigated. A measure
of ductility called ‘Displacement-at-Break’ derived from bend testing is also reported. The results presented
and effect of the addition of diamond to the failure of DICoMM materials proposed.
1.0 INTRODUCTION
Most research work carried out to-date into the mechanical properties of diamond impregnated metal matrix materials
has concentrated solely on the metal matrix. However, some work has been conducted on mechanical property
determination of DIMMs [1, 2, 3, 4, 5, 6, & 7]. However, their work was very limited in a number of areas [8, 9 &
10]. The optimum wear of the diamond impregnated metal matrix is paramount to the efficient operation and life of
the diamond tool. However, the matching of the mechanical properties of the diamond tool to its workpiece in order
to achieve this optimum is not very well understood. The purpose of this present paper into Transverse Rupture
Strength (TRS) is only part of an overall investigative work into the ‘wear-matching’ of the diamond tool and the
workpiece.
2.0 TRANSvERSE RUPTURE STRENGTH (TRS) TESTING & PM/PMMC TYPE MATERIALS
As mentioned in previous papers by the author [1, 2, 3 & 5]. PM and particulate metal matrix composites (PMM-
Cs) materials are related to DIMMs in their macro and microstructure. They are used by the author as reference
materials in developing and understanding the mechanical properties of DIMMs. Particulates used in PMMCs can
be regular or irregular in shape and can arranged in a random or with a preferred orientation. The PM process is a
common method used for the fabrication of PMMCs and these will only be considered here [11, 12, 13, 14 & 15].
Transverse rupture testing of PM as well as PMMCs is a very common test. Regarding hardmetals, it is used as a
characteristic of resistance to fracture [16]. Various versions of it are used, e.g. 3-point and 4-point, and standards
e.g. ASTM B528-76, different sample preparations are carried out including the grinding & polishing of the surfaces,
different specimen dimensions, crosshead speeds and spans e.g. 16-40mm, are used, and so one must take care
in using such values unless all test parameters are mentioned [17, 16, 18]. TRS of PM-type PMMCs depends on
structure and composition but is also especially sensitive to the degree of porosity both micro and macro-pores
which act as internal flaws.
In TRS testing, maximum tensile stress is experienced on the outer fibres of the loaded beam and so any flaws
present on this outer surface will be potential crack initiators. Having measured the load to break the specimen, the
Modulus-of-Rupture (MOR) or simply TRS which is valid if no plasticity is detected in the bend test is calculated.
Also, depending whether it is three-point or four-point type test will influence the failure stress and the statistical probability
of finding a critical flaw on the outer surface. So this high sensitivity to external flaws (stress concentrations)
results in relatively high scatter of values. So for minimisation of scatter in results, sample preparation is paramount
e.g. polished samples are often used.
74

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
In PMMCs it is found that TRS is affected both by the size and type of the ceramic particles [17], some researchers
found that the addition lowered TRS values [19], also that TRS increased with decreasing particle size and which
also caused an increase in variability in TRS data. There was also an increased scatter in the bending strength
data [20].
3.0 EXPERIMENTAL PROCEDURE
Eurotungstene COUF ultrafine cobalt powder was used as the metal matrix in its granulated form (63-350μm) with
approx.1.3 % binder. Element 6 synthetic diamond SDA 85+ grade was used in the following US Mesh sizes: (25/30,
35/40, 45/50, 60/70 & 80/100). The diamond concentrations (DCs) used were 1, 10, 20, 30 & 40 for all the above
sizes. The nominal specimen dimensions were 55mm x 5mm x 10mm. Specimens were hot pressed at 800 o C with
the preparation procedure and hot pressing profile as already described in [5]. 100% cobalt specimens were also
hot pressed using the same temperature of 800 o C. Replication was achieved by using four (4) specimens for each
treatment of diamond size and concentration. Randomisation of the experimental testing was also practised to ensure
good experimental protocol. In total, 121 samples were tested. Density was determined for all the specimens
using the standard Archimedes Principle method.
An Instron 8516 servohydraulic universal testing machine with Instron proprietary interface software SERIES-IX
[21] was used. A 10kN load cell with a strain rate of 0.5mm/min was used. A three-point bend fixture with a span
of 40mm was used with an external linear variable differential transducer (LVDT) to accurately measure the beam
deflection, allowing the ‘Displacement-at-Break’ to be determined (Figure 1).
Figure 1. Three-Point Bend Fixture Mark I showing TRS specimen & LVDT extensometer.
A safety cage also allowed the recovery of broken specimens.
Having measured the load to break the specimen, the TRS was calculated using the conventional formula, Equation
3.1, as found in the ASTM Standard B528-76:
(3.1.)
where P = break load (N),
L = (span) distance between the supporting rollers (mm), (40mm),
t = thickness of the test specimen (Specimen Depth or Height) (mm),
w = width of the test specimen (mm).
4.0 RESULTS & DISCUSSION
4.1. TRS Specimens Results - % Theoretical Density (%TD)
Figure 2 shows for the TRS type specimens the average %TD value for each DC. Included is the %TD for CoMM in
red in the graph. As can be seen in Figure 2, the addition of diamond does cause a reduction in %TD when added
to the cobalt matrix. The average %TD for CoMM is 95.6% whereas the average for all TRS DICoMM specimens
is 93.9%.
75

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 2.TRS Specimen Results: Figure shows the Average %TD achieved for CoMM and DICoMMs
for each DC. The average values recorded on the graph are the overall average obtained for each DC. CoMM
is included for comparison purposes.
Figure 3 represents the %TD results for each individual specimen for each US Mesh size plotted against DC.
Figure 3. TRS Specimen Results: Figure shows %TD for each specimen achieved for CoMM and
DICoMMs for each US Mesh size used plotted against DC.
The graph shows the large spread found for each of the DCs. Another observation is that the increasing addition
of diamond to the Co matrix seems to increase the amount of scatter in %TD as can be seen as DC increases.
Standard Deviation of %TD for each US Mesh size plotted against DC does show increasing scatter for increasing
DC can be seen in Figure 4.
Figure 4. TRS Specimen Results: Figure shows the Standard Deviation for %TD achieved for CoMM and
DICoMMs for each US Mesh size within each DC. The results indicate that increasing diamond causes
an increase in scatter in %TD.
76

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
4.2. TRS Specimens Results - TRS Test Results
Figure 5 shows the individual TRS failure stress achieved for CoMM and DICoMMs specimens for each DC, showing
a large amount of scatter. Included in the graphs are the TRS results for the 100%Co matrix for comparison.
Figure 5. TRS Specimen Results: Figure shows the individual specimen TRS results for CoMMs
(40mm Span) & DICoMMs (40mm spans) plotted against DC. The results are for each specimen for each
US Mesh size and DC. CoMM specimen results shown in red.
Averaging all the TRS results for 100% cobalt and the DICoMM specimens for each diamond concentration the
graph in Figure 6 clearly shows that with increasing diamond concentration, failure stress decreases.
Figure 6. TRS Specimen Results: Average failure stress for each DC for specimens which were tested using
40mm span. CoMM average TRS result (40mm span) shown in red.
What is not evident in Figures 5 & 6 is how failure stress behaves with increasing diamond concentration for each
US Mesh size. As an example, Figure 7 shows the average failure stress for 60/70 US Mesh diamond DICoMM
specimens showing that as diamond concentration increases the failure stress decreases. This effect is found for
all the other US Mesh sizes with some showing it clearly while others not as strongly.
Figure 7. TRS Specimen Results: Figure shows the average failure stress for 60/70 US Mesh diamond
DICoMM specimens showing that failure stress decreases as diamond concentration increases. CoMM average
TRS result (40mm span) shown in red.
77

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 8 shows clearly when diamond size decreases there is an increase in TRS failure stress. This effect is found
for all DCs even though the effect is more pronounced in some in comparison to others the effect is still present. The
effect is in keeping with that found in the literature. Another observation is that as diamond concentration increases
there is a drop in TRS failure stress which was already pointed out previously.
Figure 8. TRS Specimen Results: All DC10 and DC30 TRS specimens tested using 40mm span, showing the
effect of increasing failure stress with decreasing diamond size is still showing significance at different diamond
concentrations.
Figure 9. TRS Specimen Results: Figure shows the Standard Deviation for Failure Stress achieved for CoMM
and DICoMMs for each DC used.
As can be seen in Figure 9, the standard deviation for each US Mesh size is plotted against DC. From the graph
it can be seen that there is a decrease in the level of scatter with increasing DC. Within each DC, there is a slight
increase in the range of scatter for DC1 and DC10 in comparison with the other DCs.
Regarding the level of scatter with diamond size (US Mesh), in all DCs there is no significant increase or decrease
in scatter as measured by standard deviation with diamond size discernable. Interestingly, the level of scatter for
100% cobalt is greater than any DC as seen in the figure.
The ductility of bend specimens can be measured as the ‘Displacement-at-Break’. Hosking et al. [22] have found
that for PMMCs the ductility is a function of volume-fraction but is independent of particle size. Regarding DICoMM
materials, it is found that diamond concentration and particle size strongly influence ductility as measured by ‘Displacement-at-Break’,
as can be seen in Figures 10 and 11 below.
The results are just for the TRS tests carried out on DICoMM specimens using 40mm span. For diamond size,
results for different DCs are plotted against diamond size and show a reasonable correlation, with correlation coefficients
for DC1 of R = 0.41, DC20 of R = 0.40 & DC30 of R = 0.48.
78

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 10. TRS Specimen Results: Graph of ‘Displacement @ Break’ plotted against diamond size.
The trendline showing a decreasing displacement with increasing diamond size, DC1, DC20 and DC30.
R values for DC1 = 0.41, DC20 = 0.40 & DC30 = 0.48.
Figure 11. TRS Specimen Results: Graph of ‘Displacement @ Break’ plotted against DC. The trendline showing a
decreasing displacement with increasing DC, R = 0.40.
In Figure 11 where ‘Displacement-at-Break’ is plotted against diamond concentration shows with increasing diamond
concentration ‘Displacement-at-Break’ decreases with a correlation coefficient R equal to 0.40, in agreement
with Hosking et al. [22].
From the results presented the author proposes that the addition of diamond introduces crack initiating flaws to the
cobalt matrix, and with increasing DC and diamond size it increases the chance of finding a fatal flaw thus reducing
the TRS and DICoMM ductility. Failure may occur from a defect within the test piece and not from the surface.
The true fracture stress is then rather lower than that calculated. Failure may occur away from the loading point in
three-point bending. Again, the true fracture stress is lower than that calculated, but this error can be corrected if
the position of the failure relative to the loading point is noted. Further investigations into this will be carried out and
findings will be published in due course.
4.5. Fractography - TRS Specimens
This section is going to show a range of photomacrographs of the fracture surfaces of the DICoMM materials found
during the TRS testing. Presented will be just a sample to indicate the typical variability found. Fracture surfaces
chosen are ones that the author thinks will be interesting to the reader and that will also aid understanding the
analysis of the results to be presented.
Figure 12 shows the fracture surface of a specimen which was hot pressed using a 30/35US Mesh size and a diamond
concentration DC40. The diamond present can be seen as yellow/green in colour and also areas of showing a
strong reflection are ‘pull-out’s which are sockets where diamond has been pulled out of during the fracture process
and would be present in the opposing fracture surface of the fractured specimen. Another interesting feature is the
presence of clusters of diamonds which in high diamond concentrations and especially coarse sized US Mesh sizes
are very common, however are detrimental to TRS fracture strength of the specimen.
79

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 12. TRS specimen showing fracture surface of specimen 30/35 DC40 showing diamonds present on the
fracture surface. Run 134/1, mag. x 10 TRS Type Specimens showing Fracture Surfaces.
Figure 13. TRS specimen showing fracture surface of specimen 25/30 DC40 showing large clustering of diamonds
present on the fracture surface. Run 146/2, mag. x 10.
Figure 13 shows a TRS fracture surface showing coarse diamonds of US Mesh size 25/30 and DC40, which have
large areas of clustering present throughout the specimen. This clustering of diamond behaves as a great source
of flaws to initiate fracture.
Figure 14. TRS specimen showing fracture surface of specimen 45/50 DC30 showing large clustering of diamonds
present on the fracture surface. Run 179/2, mag. x 10.
Figure 14 shows the fracture surface of the TRS specimen with 45/50 US Mesh diamond size and a diamond concentration
of 30. It shows a good distribution of diamond throughout the fracture surface which would be expected
because finer diamond generally gives better distribution than coarser diamond sizes.
5.0 CONCLUSIONS
(1) The addition of diamond to cobalt matrix lowers the percent theoretical density achievable resulting increased
in porosity level in diamond impregnated segments.
(2) The TRS results for DICoMM materials show a large variability due to the addition of diamond.
(3) The TRS of DICoMMs decreased with increasing diamond concentration. With increasing diamond concentration
a shift downwards in TRS was found to occur.
(4) Increasing diamond size at constant diamond concentration reduces the TRS strength of DICoMM materials.
(5) It is proposed that the addition of diamond introduces a crack initiating flaw to the cobalt matrix, and with increasing
DC and diamond size it increases the chance of finding a fatal flaw thus reducing DICoMM TRS.
REFERENCES
[1] James Dwan, ‘Impact Properties of Diamond Impregnated Metal Matrices’, Industrial Diamond Review, 2/2003.
[2] James D Dwan, ‘Fracture Toughness Determination of Diamond Impregnated PM Cobalt’, EPMA Euro PM2006,
22-25 Oct 2006, Ghent Belgium
[3] J. Dwan, ‘Analysis of ASTM399 Fracture Toughness Testing of Diamond Impregnated Co Matrix’, Euro PM 2009,
Copenhagen Denmark, October. 2009.
[4] D.O’Mahony, J. Dwan, ‘Effect of Diamond on the Fatigue Properties of PM Cobalt’, Euro PM 2006, Ghent, Belgium,
23-25 Oct. 2006.
[5] James Dwan, ‘Impact Properties of Diamond Impregnated Cobalt Metal Matrix’, EURO PM 2002, European
Conference on Hard Materials & Diamond Tooling, Lausanne, Switzerland October 7-9th, 2002. pp. 50-56.
80

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
[6] James D. Dwan, ‘WEAR properties of diamond impregnated Cobalt Metal’, EURO PM2008, 29 th Sept. – 1 st Oct.
2008, Mannheim Germany.
[7] Y.Blake, J.Dwan, N. McClelland, M.J. Jackson, ‘Investigation on wear process of diamond blade tools’, Int. J.
Manufacturing Technology and Management, Vol. 15, Number 2, pp.228-237, 2008.
[8] Lin, Z., Queeney, R.A., ‘Fracture Resistance of Diamond Reinforced Hot Pressed Cu/Ni Powders’, Powder Metallurgy
International, Vol 18, #12, 1986.
[9] Yu-Zan Hsieh , Jing-Fure Chen, Shun-Tian Lin, ‘Pressureless sintering of metal bonded diamond particle composite
blocks’, J., Materials Science , Vol. 35 (2000), pp. 5383 – 5387] ]
[10] A. L.Majstrenko, ‘The strength and fracture of composite diamond-bearing tool materials’, Advances in Fracture
Research (Fracture 84), Proc. 6th Intl. Conf. Fracture (ICF6), New Delhi, India, 4-10 Dec. 1984.
[11] Ibrahim, F.A. Mohamed, E.J. Lavernia, ‘Particulate reinforced metal matrix composites – a review’, J. Mater
Science Vol.26, (1991) pp. 1137-1156.
[12] Narula, P. Czubarow, D. Seyterth, ‘Poly(borazinylamine): an excellent precursor for the preparation of low volume
fraction metal-matrix composites containing metal borides and nitrides as ceramic phase’, J. Mater. Sci. Vol.
33 (1998) pp. 1389-1397.
[13] W. Frazier, ‘Particulate Materials and Processes, a navy overview’, Advanced Particulate Materials and Processes
–1997, Proc. Fifth Intl Conf. On Advanced Particulate Materials and Processes (APMP). April 7-9, 1997,
West Palm Beach .Florida.
[14] K.I. Parashivamurthy, R.K. Kumar, S. Seetharamu, M.N. Chandrasekharaiah, ‘Review on TiC reinforced steel
composites’, J. Mater. Sci. 36 (2001) pp. 4519-4530.
[15] P. Yih, D.D. Chung, ‘Titanium diboride copper-matrix composites’, J. Mater Science, 32 (1997), pp. 1703-
1709.
[16] H. Reshetnyak, J. Kübarsepp, ‘Resistance of hardmetals to fracture’, Powder Metallurgy, 1998, Vol. 41. No.3
pp. 211-216.
[17] M.M Oliveira, J.D. Bolton, ‘Mechanical properties of high speed steel base composites containing TiC and TiN
ceramic additions’, ICCM/9, Madrid, 12-16 th July, 1993, pp. 149-156.
[18] A. Chakraborty, S.B. Bhaduri, J.J. Reddy, Y.R. Mahajan, ‘The effect of processing parameters on the mechanical
properties of Al 2 O 3 /SiC w composites’, PMI Vol. 23, No.3, 1991. pp. 169-173.
[19] Manuela Oliveira, John D. Bolton, ‘Effect of ceramic particles on the mechanical properties of M3/2 high Speed
Steel’, The International Journal of Powder Metallurgy, Vol. 32, No.1, 1996. pp. 37-48.
[20] R. Vassen, M. Koldewitz, A. Ruder, ‘Influence of binder content and particle size on green strength of WPP
parts’, Powder Metallurgy, 1995 Vol.38, No. 1, pp. 55-58.
[21] SERIES-IX Software, Instron Corp., High Wycombe, UK.
[22] F M Hosking, F. Folgar Portillo, R. Wunderlin, R. Mehrabian, ‘Composition of aluminium alloys: fabrication and
wear behaviour’, J. Mater Sci. 17 91982) pp. 477-498.
81

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
STUDY ON THE EFFECT OF TiB 2 CONTENT ON MICROSTRUCTRE
AND PROPERTIES OF Al-TiB 2 NANOCOMPOSITE
Zohreh SADEGHIAN* and Behnam LOTFI**
*Department of Materials Science and Engineering, Faculty of Engineering,
Shahid Chamran University, Ahvaz, Iran, z.sadeghian@scu.ac.ir
** Department of Materials Science and Engineering, Faculty of Engineering,
Shahid Chamran University, Ahvaz, Iran, behnaml@scu.ac.ir
ABSTRACT
Al-TiB 2 nanocomposite was synthesized by mechanical alloying of elemental powders. A double step process was
used to prevent the formation of undesirable phases. The resulting powders were consolidated by spark plasma sintering
followed by hot extrusion. Microstructural characteristics of powder particles and consolidated samples were
studied by X-ray diffractometry, scanning electron microscopy and transmission electron microscopy. The obtained
powder showed a good thermal stability against grain growth and particle coarsening. Extruded Al-TiB 2 exhibited
improved mechanical properties with values higher than those reported for similar composites made by other processes.
Decreasing TiB 2 content to 10 wt.% caused no extreme reduction in mechanical properties.
keywords: Aluminum matrix nanocomposite, Mechanical alloying, In situ TiB 2 , Spark plasma sintering, Mechanical
properties.
1. INTRODUCTION
TiB 2 is known as a suitable reinforcing phase for Al-base composites because of its thermodynamic stability, high
modulus, excellent refractory properties and a high resistance to plastic deformation even at high temperatures [1-
3]. In the last decade in situ metal matrix composites (MMCs) have been developed, in which the reinforcements are
introduced in the metal matrix during fabrication, by a chemical reaction between the constituents. In comparison
to traditionally fabricated materials, in situ MMCs undergo less degradation at high temperatures. This is because
of their superior thermodynamic stability, stronger interface bonding resulting from the clean reinforcement-matrix
interfaces and finer and more uniform distribution [4]. Several techniques including mechanical alloying have been
developed to fabricate in situ MMCs [4-5]. MA has an advantage over other in situ fabrication routes as it is capable
of producing nanostructured composite powder with high uniformity [5].
In previous investigations it has been reported that during the in situ synthesis of Al-TiB 2 composites from different
starting powder mixtures, Al 3 Ti intermetallic compound is also formed. This phase is brittle and has been reported
to considerably reduce the fatigue life of composites [6-7]. Therefore it is of interest to eliminate the formation of
Al 3 Ti intermetallic compound.
A challenge in processing of nanostructured materials is that long time exposure at high temperature sintering, often
results in severe grain growth. Several consolidation techniques such as hot-pressing, shock consolidation, sintering
with the application of ac currents, pulsed electric current and spark plasma sintering (SPS) are introduced to
overcome these difficulties [8]. SPS provides fast densification with minimal grain growth in a short sintering time.
The aim of present study was to study the influence of second phase content at 10 and 20 wt.% on microstructure
and properties of the material. Consolidation of the powder by SPS and hot extrusion was conducted to obtain bulk
materials.
82

2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Elemental Al (63 μm), Ti (40-60 μm) and B (2 μm) powders were used as starting materials. The aluminum powder
with an average particle size of 63 μm was supplied from ECKA Granulate, Velden. The titanium powder with a
particle size of 40-60 μm was obtained from GKN Sinter Metal Filters, Radevormwald, and the Merck boron powder
had a particle size of about 2 µm. Powder mixtures were milled by a Fritsch planetary ball mill with a rotating speed
of 360 rpm. The ball to powder weight ratio was 10 and the diameter of the chromium steel balls was 15 mm. MA
was done under argon and 1 wt. % zinc stearate was added to the mixture as a process control agent.
A double step process was used to obtain an in situ Al-TiB 2 metal matrix powder. In the first step Ti and B powders
were milled with the composition of Al- 62.01 wt. % Ti-27.99 wt. % B. This powder was then milled with additional
aluminum powder to achieve the tailored compositions of Al- 10 and 20 wt. % TiB 2 .
Powders were sintered by FCT HP D 250 spark plasma sintering (SPS) equipment. Powder was placed into a
graphite die with a diameter of 40 mm and compacted under argon atmosphere with an applied pressure of 35
MPa. The whole process lasted 600 sec and the maximum temperature was 550 °C with the dwell time of 0 sec.
The changes of the SPS parameters during the consolidation process are shown in Fig. 1.
Figure 1. An example curve showing the evolution of SPS conditions during the consolidation process.
The density of the SPS materials was determined using Archimedes’ principle. The sintered samples were then hot
extruded by direct and backward extrusion in order to obtain suitable rods of composites for mechanical tests.
Investigation of the structural changes during mechanical alloying and after sintering was conducted by a SEIFERT
30033 PTS diffractometer employing monochromatic Cu K a radiation (λ= 0.15406 nm). XRD scans were performed
with a step size of 0.05° in 2θ and a dwell time per step of 20 s. The microstructures of the powder particles and
the sintered samples were studied by scanning electron microscope (SEM, LEO) and transmission electron microscopy
experiments (TEM, FEI Tecnai G2 200 kV). The TEM samples were prepared by using focused ion beam
(FIB) technique. Tensile behavior at high temperature was studied by MTS 30/HS testing machine with a strain rate
of 0.008 mms -1 .
3. RESULTS AND DISCUSSION
Fig. 2 shows the X-ray diffraction patterns of the Al- 62 wt.% Ti- 28 wt.% B and Al with 10 and 20 wt.% TiB 2 powders
after different milling times. After 20 hours of milling (Fig. 2-b) no evidence of remaining titanium or formation of
undesired phases could be detected on the XRD pattern. Milling of this powder with additional Al powder for 20 h
yields Al- 20 wt.% TiB 2 and/or Al- 10 wt.% TiB 2 compositions (Fig. 2-c and d). Detailed structural changes during MA
are presented elsewhere [10-11]. The grain size of the aluminum matrix and TiB 2 was obtained from XRD analysis
using Williamson–Hall (WH) equation [12]. The grain size of both TiB 2 particles and aluminum matrix after double
step MA was measured to be about 15 nm for Al- 20 wt.% TiB 2 .
83

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 2. XRD patterns of Al-62 wt.% Ti-28 wt.% B powder mixture, (a) as-received, (b) as-milled for 20 h, (c) final
Al-20 wt.% TiB 2 powder and d) final Al-10 wt.% TiB 2 powder obtained from double step mechanical alloying.
The cross-sectional SEM micrographs of final powder particles of both compositions are shown in Fig. 3. A fine and
uniform distribution of TiB 2 particles is observed in Al- 20 wt.% TiB 2 (Fig.3-a). At higher magnification obtained from
scanning transmission electron microcopy (STEM), the average TiB 2 particle size was found to be about 90 nm with
a distribution of 10 nm to 1 μm (Fig. 3-b). The mean TiB 2 particle size seems to be smaller than that of previous studies
on in situ Al-TiB 2 composite produced by MA [6]. As seen in Fig. 3-c in Al- 10 wt.% TiB 2 the size of TiB 2 particles
yield a wider distribution from a few nanometers to about 3 µm. this can be attributed to the effect of Al matrix as a
ductile material to reduce TiB 2 fragmentation during milling.
Final powders obtained from the double step mechanical alloying were sintered using SPS technique. A typical XRD
pattern obtained from SPSed Al-TiB 2 samples is shown in Fig. 4-a. After SPS at 550 ˚C no significant structural
change occurred in the consolidated nanocomposites. It can be concluded that by the double stage synthesis process,
the formation of undesirable compounds even after exposure to sintering temperature, is prevented. Lu et al.
reported that during the high temperature exposure of as milled Al–Ti–B powder mixture, Al 3 Ti phase was formed
in the aluminum matrix along with TiB 2 [7]. The grain size of Al matrix after sintering increased to 30 nm, indicating
that Al matrix has a relatively good stability against grain growth.
Figure 3. Typical cross-sectional a) SEM, b) STEM images of Al- 20 wt.% TiB 2 and c) SEM image of Al- 10 wt.%
TiB 2 powder particles.
84

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Final powders obtained from the double step mechanical alloying were sintered using SPS technique. A typical XRD
pattern obtained from SPSed Al-TiB 2 samples is shown in Fig. 4-a. After SPS at 550 ˚C no significant structural
change occurred in the consolidated nanocomposites. It can be concluded that by the double stage synthesis process,
the formation of undesirable compounds even after exposure to sintering temperature, is prevented. Lu et al.
reported that during the high temperature exposure of as milled Al–Ti–B powder mixture, Al 3 Ti phase was formed
in the aluminum matrix along with TiB 2 [7]. The grain size of Al matrix after sintering increased to 30 nm, indicating
that Al matrix has a relatively good stability against grain growth.
Figure 4. XRD pattern of the samples, a) SPSed Al-20 wt.% TiB 2 , b) extruded Al-20 wt.% TiB 2 and extruded Al-10
wt.% TiB 2 .
SPSed samples were hot extruded with a pre heating temperature of 400˚C and extrusion rate of 0.6 mm.s -1 to
produce rods of Al-TiB 2 nanocomposites. X-ray patterns of Al-20 wt. % TiB 2 and Al-10 wt. % TiB 2 nanocomposites
after hot extrusion are shown in Fig. 4-b and c. No structural changes could be detected in the X-ray patterns. SEM
observations revealed that the size of TiB 2 particles in Al-20 wt. % TiB 2 after extrusion ranged from 30 nm to 2 µm
(see Fig. 5). Therefore, the sample showed no considerable increase in particle size compared to that for SPS
compact as well as milled powder. Also Al grain size increased only slightly to 35 nm after extrusion. In Al-10 wt. %
TiB 2 the maximum size of TiB 2 particles was found to be about 3 µm, which showed an acceptable stability against
growth compared to the powder.
Microhardness and hardness values of the samples at different stages are presented in Table 1. A significant decrease
in the hardness values occurred after consolidation of the powders, which is caused by elimination of cold
work effects during annealing at high temperatures. Hardness values of the samples were further reduced slightly
after extrusion. Nevertheless even the hardness of Al-10 wt. % TiB 2 is much higher than 84 VHN reported in the
literature for the same material prepared by different route [6]. According to the Table 1 by reducing the amount of
TiB 2 in the composite from 20 to 10 % the hardness showed a small decrease of 3.8 %. This is in good agreement
with the findings of previous studies on other nanocomposite systems such as Al-Al 2 O 3 [13] and Ni-SiC [14].
Figure 5. SEM images of extruded nanocomposites, a) Al-20 wt. %TiB 2 and b) Al-10 wt. %TiB 2 .
85

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Table 1. Hardness values of Al-20 wt. %TiB 2 and Al-10 wt. %TiB 2 nanocomposites at different processing stages.
Extruded sample hardness,
VHN
Sintered sample hardness,
VHN
86
Powder
microhardness, VHN
Sample
180 206 480 Al-20 wt.%TiB 2
173 196 460 Al-10wt.%TiB 2
Table 2 presents the tensile properties of Al-20 wt. %TiB 2 and Al-10 wt. %TiB 2 nanocomposites at ambient temperature.
Both compositions showed much higher yield and tensile strength than those reported for composites with
similar compositions [1, 6]. The improved yield strength in the present study can be explained by Orowan strengthening,
caused by the resistance of closely spaced fine, hard TiB 2 particles for passing of dislocations. Al-TiB 2 composites
produced in this study showed a brittle behavior in tensile test. Decreasing the TiB 2 content in this system
caused only 5 % reduce in strength. Similar results have been reported for metal matrix nanocomposites, previously
[13,14]. It is well known that particles smaller than 100 nm are responsible for the Orowan strengthening. When in
a metal matrix nanocomposite the content of reinforcement at high values like 20 wt. % is reduced, this may cause
a reduction in the number of larger particles. Despite the fact the matrix is still saturated with nano particles which
are acting as Orowan resistors [15].
Fig. 6 shows the effect of temperature on tensile properties of bulk nanocomposites up to 400 ˚C. In both compositions
tensile strength did not decrease drastically up to 300 ˚C. Hence, it can be concluded that even at high
temperatures Orowan strengthening is the dominant mechanism. As presented in Fig. 7 Al-TiB 2 nanocomposites
produced in the present study showed higher tensile strength than those fabricated by other techniques at high
temperatures. On the other hand the composites exhibited brittle behavior even at high temperature of 400 ˚C.
Table 2. Tensile properties of Al-20 wt. %TiB 2 and Al-10 wt. %TiB 2 nanocomposites at room temperature.
Elongation, % Tensile strength, MPa Yield strength ,MPa Sample
1.4 543 483 Al-20 wt. % TiB 2
1.8 514 456 Al-10 wt. % TiB 2
Figure 7. A comparison between the tensile strength of Al-TiB 2 nanocomposites prepared in this study and Al
matrix composites presented in the literature.

4. CONCLUSIONS
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Al– TiB 2 nanocomposite powder was synthesized by a double-step MA process of elemental powders. Microstructural
observations showed formation of TiB 2 particles with a relatively uniform distribution in the Al matrix after a
total milling time of 40 h. No traces of undesirable phases such as titanium aluminides were observed even after
consolidation of the powder by SPS. Al-TiB 2 nanocomposite showed a tensile strength of 543 MPa with 20 wt. %
and 514 MPa with 10 wt. % TiB 2 , which is much higher than those reported for similar composites made by other
processes. Al-TiB 2 nanocomposites showed a brittle behavior in tension. Al-TiB 2 nanocomposites presented a good
microstructural and mechanical stability at elevated temperatures. It was revealed by the results that reducing the
TiB 2 content frome 20 to 10 wt.% caused only a 5% reduction in tensile strength of the nanocomposite.
REFERENCES
1. Tjong, S. C., Lau, K. C., “Properties and abrasive wear of TiB /Al-4%Cu composites produced by hot
2
isostatic pressing”, Composites Science and Technology, Vol. 59 , pp. 2005-2013,1999.
2. Chen, Z. Y., Chen, Y. Y., Shu, G. Y., Li, D., Liu, Y., “Microstructure and properties of in situ Al/TiB2
composite
fabricated by in-melt reaction method”, Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 31A, pp.
1959-1964, 2000.
3. Yi, H., Ma, N., Li, X., Zhang, Y., Wang, H., “High-temperature machanics properties of in situ TiB2p
reinforced
Al-Si alloy composites”, Materials science and Engineering A, Vol. 419, pp. 12-17, 2006.
4. Tjong, S. C., . Ma, Z. Y, “Microstructural and mechanical characteristics of in situ metal matrix composites”,
Materials Science and Engineering A, Vol. 29, pp. 49-113, 2000.
5. Suryanarayana C., “Mechanical alloying and milling”, Progress in Materials Science, Vol. 46, pp.
1-184, 2001.
6. Lü, L., Lai, M. O., Su, Y., Teo, H. L., Feng, C., F., “In situ TiB reinforced Al alloy composite”, Scripta
2
Materialia, Vol. 45, pp. 1017-1023, 2001.
7. Lu, H. Lai M. O., Wang, Y., “Synthesis of titanium diboride TiB and Ti-Al-B metal matrix composites”,
2
journal of Materials Science, Vol. 35, pp. 241-248, 2000.
8. Viswanathan, V., “Challenges and advances in nanocomposite processing techniques”, Materials Science
and Engineering R, 54, pp. 121-285, 2006.
9. Mamedov, V., “Spark plasma sintering as advanced PM sintering method”, Powder Metallurgy, Vol. 4
(45), pp. 322-328, 2002.
10. Sadeghian, Z., Enayati, M. H. Beiss, P., “Characterization of in situ Al-TiB nanocomposite powder syn-
2
thesized by mechanical alloying”, Powder Metallurgy, Vol. 54, pp. 46–49, 2011.
11. Sadeghian, Z., Enayati, M. H. Beiss, P., “In situ production of Al–TiB2 nanocomposite by double-step
mechanical alloying”, journal of Materials Science, Vol. 44, pp. 2566-2572, 2009.
12. Suryanarayana, C., X-ray diffraction: a practical approach, Norton MG: Plenum Press, New York,
USA, 1998.
13. Kang, Y. and Chan, S., “Tensile properties of nanometric Al2O
particulate-reinforced aluminum matrix
3
composites”, Materials Chemistry and Physics, Vol. 85, pp. 438-443, 2004.
14. Zimmerman, A.F., Palumbo, G., Aust, K. T., Erb, U., “Mechanical properties of nickel silicon carbide nanocomposites”,
Materials Science and Engineering A, Vol. 328, pp. 137–146, 2002.
15. Rabiei. A., Vendra. L. and Kishi. T.,”Fracture behavior of particle reinforced metal matrix composites”,
Composites: Part A, Vol. 39, pp. 294–300, 2008.
16. Vedani. M., Errico. F. D., Gariboldi. E., “Mechanical and fracture behaviour of aluminium-based discontinuously
reinforced composites at hot working temperatures”, Composites Science and Technology, Vol.
66, pp. 343–349, 2006.
87

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
DRY SLIDING WEAR RESISTANCE AND DESIGN CRITERIA FOR
POWDER METALLURGY STEELS
Ibrahim METINOZ * , Ilaria CRISTOFOLINI ** , Alberto MOLINARI *
*Department of Materials Engineering and Industrial Technologies, University of Trento,
Trento (Italy), ibrahim.metinoz@ing.unitn.it, alberto.molinari@ing.unitn.it
**Department of Mechanical and Structural Engineering, University of Trento,
Trento (Italy), ilaria.cristofolini@ing.unitn.it
ABSTRACT
The wear coefficients of two diffusion bonded sintered steels was used as knowledge base to implement the model
of the dry sliding wear. The difference in the wear resistance of the two steels has a noticeable influence on the
working life of a component subject to this kind of wear. The effects of changing geometry or microhardness were
compared.
keywords: Powder Metallurgy, Wear, Design Criteria
1. INTRODUCTION
Many parts produced by Powder Metallurgy (PM) are subject to wear in application. Wear occurs by different mechanisms
depending on the contact conditions (relative motion, load, environment) and on the materials involved. In
the case of dry sliding contacts, wear occurs mainly by either adhesion or triboxidation [1].
Among the PM materials used in structural applications, the diffusion bonded Fe-Mo-Ni-Cu steels are widely utilized.
They can be hardened by either through hardening or carburizing, but the final microstructure contains a
Fe-Ni constituent which cannot be hardened by heat treatments. It may constitute a weak part of the microstructure,
because of its lower microhardness in comparison to the martensitic areas formed in the Ni-free zones. Its effect
on wear resistance of these steels has been demonstrated in previous works [2]. An alternative to this class of
materials is represented by the diffusion bonded Ni-free Fe-Mo-Cu steels, which can be sinterhardened, obtaining
a homogeneous martensitic microstructure just after sintering. In this case, post-sintering heat treatments can be
avoided.
In the present work, the results of dry sliding wear tests on these two types of sintered steels are elaborated to
define some design guidelines for specific applications where this kind of wear may seriously damage the parts
performance. The wear which is observed during tests is the so called “low-sliding velocity oxidative wear” proposed
by Stott [3]. It occurs in the tribosystems characterized by a sliding velocity lower than 1 m/s [4]. Wear tests were
carried out in a disk-on-disk apparatus, and tests were carried out at different loads. To generalize the results, the
mean pressure was determined and the wear coefficient was calculated from the wear rate. A failure criterion was
then defined with reference to the wear thickness, and the performance of the two steels was compared.
Since the wear thickness depends on the hardness of the materials and on the geometry of the parts involved, the
influence of these two parameters was evaluated.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
Table 1 shows the code and the nominal chemical compositions of the materials investigated; TH and SH mean
through hardening and sinter hardening, respectively.
88

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Table 1. Chemical composition of the investigated materials
Material Code Nominal Chemical Composition of the Steels (wt %)
TH 93.4Fe-4Ni-0.5Mo-1.5Cu-0.6C
SH 95.9Fe-1.5Mo-2Cu-0.6C
Discs 10 mm in height, with an external diameter of 40 mm and an internal hole of 16 mm diameter were compacted
in a double action uniaxial press and sintered at 1120°C in endogas; the as sintered density is 7.2 g/cm 3 . The production
process was carried out in industrial plant.
The microstructure of the materials was investigated at optical microscope after etching: it differs for the presence of
the Ni-rich constituent in the TH material, in addition to martensite [2]. Hardness was measured on the compaction
surface of the disks; it is 357 HV30 and 407 HV30 for TH and SH, respectively.
2.1 Dry Sliding Wear Test
The dry sliding tests were carried out on an Amsler trybotester. The test configuration was disc on disc, with the
PM disc rotating against the fixed counterface disc, made of a 100Cr6 steel hardened to 62 HRc. The loads during
the tests were 200, 500 and 1000 N; the sliding speed was 0.314 m/s, which corresponds to 150 rev/min. Wear
tests were interrupted each 15 minutes and the weight loss was measured after ultrasonic cleaning with acetone to
remove wear debris entrapped into the pores. While measuring the weight loss of the discs, the width of the contact
area was also measured.
3. RESULTS AND DISCUSSION
3.1 Wear Test
The mean pressure during the wear tests is calculated from the equation (1)
P 0 =F/A (1)
where P 0 [Pa] is the mean pressure, F [N] is the applied force and A [mm 2 ] is the contact area given by A = lb where
l is the contact length (10 mm) and b is the contact width, which was measured as described above..
At the beginning of the tests there is a line contact [1], and width is calculated from the theory of the elastic contact
by equation (2)
b= (4FR’ / πlE’ ) 1/2 (2)
where R’ [m] is the reduced radius of curvature of the two discs, R’=(1/R 1 +1/R 2 ) -1 ; E’ [Pa] is the reduced Young’s
Modulus, E’=(1/E 1 +1/E 2 ) -1 . The Young’s Modulus of the materials is 140 x 10 9 Pa for the PM specimens and 210 x
10 9 Pa for the counterface disc.
The mean pressure P is calculated from equation (3)
0
P =0.78 P 0 max
(3)
where Pmax is the maximum contact pressure given by the equation (4)
P = F/(πbl) (4)
max
Figure 1 shows the plot of the mean pressure P 0 as a function of the sliding distance. The mean pressure is very
high at the beginning due to the line contact and after a while decreases dramatically due to the enlargement of
the contact area. It can be seen that the mean pressure can be considered as constant after a certain distance for
each load.
Figure 1. The relation between mean pressure and sliding distance.
89

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The wear rate, calculated from the wear tests [5] can now be correlated to the mean pressure. Table 2 reports the
data, which are also plotted in Figure 2.
Table 2. Wear Rate of the Materials
Figure 2. Wear Rate vs. Pressure
On increasing the mean pressure wear rate increases in both materials. Moreover, SH has lower wear rate than
TH under the same pressure; this was attributed to the effect of the Ni-rich constituent on the load bearing capacity
of the surfaces [2].
The graph which illustrates the wear rate vs. mean pressure is shown in figure 2.
From the Archard Law [6] the wear coefficient K was calculated by equation (5)
K=WH/F (5)
where W [mm 3 /m] is the wear rate, H [N/mm 2 ] is hardness and F [N] is the applied force. The wear coefficient K as
a function of mean pressure is shown in figure 3.
Figure 3. Wear Coefficient vs. Pressure
Material SH still maintains a better wear resistance than TH.
3.2 Failure Criteria and Design Guidelines
In the selection of wear model, wear thickness is the most convenient parameter [5]. Wear thickness is calculated
from equation (6)
h=(KFN)/(HL) (6)
where h is the wear thickness, K is the dimensionless wear coefficient, F [N] is the applied force, H [N/mm 2 ] is the
hardness of the material, L [mm] is the length of the contact area and N is the number of cycles.
90

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
As a failure criterion the maximum acceptable wear thickness has to be defined. The maximum acceptable wear
thickness can be defined with reference to the tolerance required for the dimension perpendicular to the surface
exposed to wear. In this way a maximum wear thickness h l is defined, to which the wear thickness calculated with
equation (6) has to be related.
The classes for dimensional tolerances are defined by the Internal Organization for Standardization, ISO. In the
case of a Powder Metallurgy part having a diameter of 40 mm the ISO IT9, IT10 and IT11 classes may be considered
and the relevant values are reported in table 3.
Table 3. Classes of dimensional tolerance
IT 9 IT 10 IT 11
0.031 mm 0.05 mm 0.08 mm
Given that the tolerance is applied to a diameter, the maximum acceptable wear thickness will be derived considering
half of the values reported in Table 3.
As an example, figure 4 shows the wear thickness as a function of the number of cycles N for the mean pressure
of 3.67 MPa. The maximum acceptable wear thickness according to IT9, IT10 and IT11 requirements is reported
as well.
Figure 4. Wear thickness vs. Number of Cycles at 3.67 Mpa
It can be seen that material TH is not able to operate for 10 6 cycles in any acceptable range. On the other hand,
material SH can operate 10 6 cycles if IT11 classes is required, whilst it operates up to 6.5x10 5 and 4x10 5 cycles if
the IT10 and IT9 class are required, respectively.
If the mean pressure on the tribosystem is increased from 3.67 up to 8.22 MPa the new trend for the wear thickness
can be seen in figure 5.
Figure 5. Wear thickness vs. Number of Cycles at 8.22 MPa
The increase in the pressure causes an increase in the wear thickness in both materials, then the maximum number
of cycles to reach the acceptable wear thickness decreases. Both of materials cannot operate 10 6 cycles in all the
cases; the material SH can operate 6x10 5 cycles if IT11 ISO class is required by the failure criterion.
91

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
If the mean pressure of the tribosystem is increased to 13.71 MPa the wear thickness is shown in figure 6.
Figure 6. Wear thickness vs. Number of Cycles at 13.71 MPa
Wear thickness further increases, and material SH operates 4x10 5 cycles if IT11 ISO class is required by the failure
criterion.
Equation (3) shows that the wear thickness depends on hardness of the material and on the length of the contact
area L. The length of the contact area in Powder Metallurgy may be increased by increasing the height of the disk,
by “simply” filling more powder without changing the die geometry and the compaction strategy significantly. An
increase in L changes the mean pressure (decrease) and the wear coefficient, accordingly. For instance, figure 7
shows the wear thickness in the case of a 30% larger contact length: the wear coefficient in this new situation was
extrapolated by the available data base.
Figure 7. h vs. N at 2.82 MPa (length of the contact area is increased of 30%)
The comparison between figures 4 and 7 shows that the increase in the length of the parts results in a decrease of
the wear thickness for both TH and SH. The material TH is still not able to operate for 10 6 cycles in any case. On
the other hand, material SH can operate 10 6 if the IT11 is required by the failure criterion.
As an alternative, hardness may be increased by increasing the carbon content of the material. For instance, an
increase of 60 HV in hardness can be obtained by either increasing the carbon content up to 0.7-0.8% (in the case
of TH the sintering temperature should be increased, as well, to enhance hardenability thanks to the homogenization
of the Ni distribution). In this case, the wear thickness decreases, as shown by figure 8, relevant to the lowest
pressure considered. Again, the material TH is still not able to operate for 10 6 cycles in any case. On the other
hand, material SH can operate 10 6 even if the IT10 is required by the failure criterion. The increase in hardness is
equivalent to the 30% increase in the height of the parts. The most attractive solution seems to be the increase in
hardness. The increase in carbon content slightly decreases compressibility of the powder mix but, on the other
side, the increase in height increases the part weight correspondingly. Even from the viewpoint of the cost effectiveness,
the increase in the carbon content has to be preferred.
92

4. CONCLUSION
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 7. h vs. N at 3.67 MPa (the hardness is increased by 60 HV)
In this paper the wear coefficients of two different PM steels was used as knowledge base to implement the model
of the dry sliding wear. The steels are both diffusion bonded: one contains Ni and was through hardened, the other
one is Ni free and was sinter hardened. Due to the presence of the Ni rich areas which are softer than the martensitic
matrix the former has a lower wear resistance than the latter. A failure criterion was defined based on the
comparison between the wear thickness and the tolerance required on the dimension perpendicular on the wear
surface. The difference in the wear resistance of the two steels has a noticeable influence on the working life of a
component subjected to this kind of wear. By means of the same model the effects of changing geometry or microhardness
were compared.
REFERENCES
1. Straffelini G., Attrito e Usura, Metodologie di progettazione e controllo, ed. Tecniche nuove 2007, 2-7
2. Muterlle P. V., Straffelini G., Molinari A., and Pahl W., “ Microstructural effects in wear of hardened sintered
steels produced by diffusion bonded and prealloyed powders”, Powder Metallurgy 2010; 53(3):201-207
3. Stott FH. The Role of oxidation in the wear of materials. Tribol Int 1998; 31:61-71
4. Lim SC, Ashby MF. Wear mechanism maps. Acta Metall 1987; 35(1):1-24.
5. Cristofolini I., Molinari A., Straffelini G. and Muterlle P. V., A systematic approach to design against wear
for Powder Metallurgy (PM) steel parts: The case of dry rolling-sliding wear, Materials and Design 2011;
32:2191-2198.
6. Archard JF. Contact and rubbing of flat surfaces. J Appl Phys 1953;24:981-8
93

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MICROSTRUCTURAL CHARACTERIZATION OF POWDER
METALLURGICAL TOOL STEELS ETCHED BY DIFFERENT TECHNIqUES
Ş. Hakan ATAPEK*, Şeyda POLAT*, Serap GÜMÜŞ*,
Ersoy ERİŞİR* and Gözde S. ALTUĞ*
* Kocaeli University, Faculty of Engineering,
Department of Metallurgical and Materials Engineering, 41380, Kocaeli, Turkey hatapek@kocaeli.edu.tr,
seyda@kocaeli.edu.tr, sgumus@kocaeli.edu.tr, eerisir@kocaeli.edu.tr, gsultan.altug@gmail.com
ABSTRACT
In this study, several commercial grades of powder metallurgical tool steels are investigated, in hardened and soft
annealed conditions, to determine the types, morphologies and distributions of the carbides present. Prior to the
microstructural characterization by scanning electron microscope, all samples are prepared using standard grinding
and polishing steps and etched by using different techniques, including immersion into % 3 nital and Beraha
solutions and also electroytic etching.
The examinations reveal that the steels have fine, aligned or dispersed, carbides in their matrix with globular and
facetted morphologies and in light/dark gray contrast. Microanalysis using energy dispersive x-ray spectrometer is
carried out to determine carbide types and the results show that the globular carbides are typical W-Mo rich M 6 C
and V-rich MC type carbides, as expected.
keywords: Tool Steels, Powder Metallurgy, Etching, Microstructure, Carbides.
1. INTRODUCTION
It is well known that the processing technique has a strong influence on the properties and performance of materials.
Engineers and researchers spend most of their time to develop new techniques for the materials that have high
level functionality and can be produced by low cost. In the field of materials for tool applications, there are three
processes that allow the processing of tool steels (e.g. cold work, hot work and high speed tool steels): conventional
casting, powder metallurgy and spray forming [1-5].
The need for high-performance tool steels has grown dramatically because of the demand for high quality parts and
low cost high performance tooling per part produced. In this concept, production of powder metallurgical tool steels
gains importance. In traditionally melted tool steels, molten metal is poured into moulds and the resulting ingots are
forged, rolled and then annealed. In this way, steel bars are formed. During the solidification of the ingot, carbide
networks are formed and they weaken the cracking resistance of the matrix. T
ype, morphology and also distribution of the carbide play an important role on the mechanical properties of a given
tool steel and especially a change of morphology/distribution of the carbide is desired for many tooling applications.
The extremely fine carbides and uniform microstructure of powder metallurgical tool steels greatly increase the
mechanical properties (hardness, wear resistance, ductility etc.) in all directions. This is in contrast to conventionally
produced steel where increased ductility can only be gained at the expense of reduced wear resistance/hardness
[6-10].
In this study, the microstructural characterization of several commercial grades of powder metallurgical tool steels
were carried out after etching, by using light microscope (LM), scanning electron microscope (SEM) and energy
dispersive x-ray spectrometer (EDS) to determine the morphology, type and distribution of carbides in the their
matrices.
94

2. EXPERIMENTAL STUDY
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2.1. Materials
Several commercial grades of powder metallurgical tool steels, in hardened and soft annealed conditions were used
for the characterization. Table 1 shows the chemical compositions of the steels used in this study. The steels were
received from the supplier in soft annealed condition and then hardening heat treatments were carried out. The
heat treatment parameters are given in Table 2. The steels used in the study are commonly treated at 1000-1200ºC
for hardening. The sizes of the samples are 10 x 10 x 15mm and the duration for the solution treating was selected
according to both sample size and also alloy content in the steel. As it is seen from Table 1, DIN 1.3207 tool steel
includes higher W and Co content than DIN 1.3394 and DIN 1.3395 tool steels.
Table 1. Chemical compositions of the experimental steels (wt.%).
Materials C Si Mn Cr Mo v W Co Fe
DIN 1.3207 1.34 0.30 0.21 3.36 3.17 2.50 9.66 10.30 balance
DIN 1.3395 1.30 - - 4.20 5.00 3.10 6.40 - balance
DIN 1.3394 1.30 - - 4.20 5.00 3.10 6.40 8.50 balance
Table 2. Heat treatment conditions for the experimental steels.
Materials Austenization quenching
DIN 1.3207 1100°C, 30 min. Water quenching
DIN 1.3395 1000°C, 15 min. Water quenching
DIN 1.3394 1000°C, 15 min. Water quenching
2.2. Metallographical preparations and microscopic examinations
After standard metallographical preparations consisting of grinding and polishing, the steels were initially etched
by using % 3 nital and Beraha solutions (100 ml H 2 O +20 ml HCl + 0.3–0.6 g of potassium metabisulfite). However,
these solutions were not adequate to characterize the matrix phase that formed after hardening treatment. Thus,
the steels were electrolytically etched by using AC2-I solution and applying 5V for 1 minute. The steels were characterized
by using Zeiss Axiotech 100 model light microscope and Jeol JSM 6060 scanning electron microscope.
3. RESULTS AND DISCUSSION
3.1. Light microscope examinations
The high-speed steel produced by powder metallurgy contains primary carbides that are rich in vanadium, tungsten
and molybdenum. These carbides play an important role in the mechanical properties of the steel, including
hardness, wear resistance and temperature resistance. Hence, the types, morphologies, distributions and also the
amounts of these carbides must be determined [11].
Figures 1, 2 and 3 show the final microstructures of the investigated steels revealed by light microscope examinations.
Hardened DIN 1.3207 high speed tool steel includes typically primary carbides within a martensitic matrix
which is very hard and also brittle (Figure 1). In the etched steel, aligned primary carbides can be seen and there
is no significant evidence of the austenite grain boundaries as seen in Figure 1a. Upon over etching with % 3 nital
solution, the grain boundaries appear due to more anodic dissolution characteristic of the boundaries with chemical
reactions. However, etching by nital is not adequate to determine the matrix phase. As-quenched martensite is
described as having a tetragonal structure, but this is only true when the carbon content exceeds about 0.6 wt.%.
Lower carbon martensites retain the body-centered cubic structure of ferrite. High-carbon martensites typically
have lens-shaped martensite plates which contain fine-scale deformation twinning. Low-carbon martensites consist
of laths, separated by low- or high-angle boundaries but also containing high densities of dislocations within them
[12].
(a) (b)
Figure 1. LM images of the microstructures of hardened DIN 1.3207 steel ; (a) as etched and (b)
over etched by % 3 nital.
95

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
In Figure 2, the microstructures of DIN 1.3395 steel are given to compare the etchant effect on the matrix for soft annealed
and hardened conditions. A ferritic matrix including primary carbides takes place in soft annealed steel and
the matrix consists of globular carbides (Figure 2a). In electrolytically etched case, the carbides and their morphologies
appear clearly within the matrix and a very fine, homogenous distribution of the carbides can be seen (Figure
2b). Hardening treatment is applied to the steel to form martensitic/bainitic matrix for high mechanical requirements.
Hardened microstructures in steels require the generation of the parent phase austenite, the formation of martensite
crystals by diffusionless, shear-type martensitic transformation, and adjustment of final strength and toughness by
tempering [13]. Figure 2c and 2d show the microstructures of hardened DIN 1.3395 steel. At first, the steel is etched
by % 3 nital solution but a high level reaction between etchant and matrix phase cannot be attained. On the other
hand, the matrix phase interacts with Beraha solution and it is possible to examine the steel in detail with scanning
electron microscope at higher magnifications which will be discussed in the next section.
A number of etchants have been reported in the literature to selectively outline, outline and color, or attack specific
types of carbides in steels. These etchants have been developed during the first half of the 20 th century but have not
been studied since the development of modern analytical techniques. Although they are believed to be selective,
that is qualitative in nature, their value for quantitative measurements of the carbides has not been determined [14-
17]. Figure 3 shows the microstructures of soft annealed and hardened DIN 1.3394 steel. As seen from Figure 3a,
etching with % 3 nital solution results in low contrast to observe the type and morphology of the carbides and also
the matrix phase and also grain boundaries in soft annealed steel. Electrolically etching provides more contrast in
soft annealed matrix to evaluate the carbide features as shown in Figure 3b. On the other hand, etching with Beraha
solution gives a detail, in hardened steel, for the matrix components. A network type carbide distribution within the
matrix is observed (Figure 3c).
(c)
(d)
Figure 2. LM images of the microstructures of DIN 1.3395 steel ; (a) soft annealed sample etched by
% 3 nital solution (b) soft annealed sample as electrolytically etched , (c) hardened sample etched by % 3 nital
solution, (d) hardened sample etched by Beraha solution.
3.2. SEM examinations
(a)
After using various etchant and etching techniques followed by LM examinations, the steels were also characterized
by SEM. Figure 4a shows the general matrix of hardened DIN 1.3207 tool steel. Similar to the light microscope
examinations, aligned carbides are observed. At higher magnification, it is obvious that the matrix phase consists of
typical plate type martensite with globular carbides mostly at the grain boundaries (Figure 4b).
96
(b)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Etched microstructures of DIN 1.3395 tool steel are given in Figure 5. Soft annealed steel exhibits a homogeneous
distribution of fine carbides within the ferritic matrix after electroytic etching (Figure 5a). In hardened steel, both
globular and facetted carbides having different contrast, as bright and dark grey, are observed within the plate type
martensitic matrix after etching with Beraha solution (Figure 5b). The type of carbide will be emphasized in the
carbide analysis section. Plate type martensite phase is observed as acicular form due to the effect of electrolytical
etching with high level anodic dissolution of ferrite (Figure 5c).
(a)
(b)
(c)
Figure 3. LM images of the microstructures of DIN 1.3394 steel ; (a) soft annealed sample etched by % 3 nital solution
(b) soft annealed sample as electrolytically etched, (c) hardened sample etched by Beraha solution.
Figure 4. SEM images of the microstructures of DIN 1.3207 steel as electrolytically etched ; (a)
aligned carbide distribution in martensitic matrix after hardening treatment, (b) carbides in the grains and
also at the grain boundries.
(a)
(a) (b)
(b)
Figure 5. SEM images of the microstructures of etched DIN 1.3395 steel; (a) a homogeneous distribution of fine
carbides within the matrix, in soft annealed sample, (b) globular and facetted type carbides within the
matrix etched by Beraha solution, in hardened sample, (c) plates as acicular form of martensite phase after
electrolytical etching in hardened sample.
In tool steels, the improvement in the cutting performance with the addition of cobalt is indisputable. The more difficult
the material is to machine, the more effective the addition of cobalt to the tool steel. Cobalt dissolves in iron
(ferrite and austenite) and strengthens it at the same time imparting high temperature strength. During solution heat
treatment to dissolve the carbides, cobalt helps the resist grain growth so that higher solution temperatures can
97
(c)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
be used to ensure the dissolution of higher percentage of carbides. Steels are quenched after solution annealing
and a microstructure consisting of hard martensite with fine alloy carbides is obtained. Tempering will cause the
precipitation of ultrafine carbides still in solution and maximum hardness will be attained. Here, cobalt plays another
important role, in that it delays their coalescence. This is important as it means that during cutting, the structure
is stable up to higher temperatures. Thus, cobalt-containing tool steels are capable of retaining strength at higher
temperatures [18-20]. The microstructure given in Figure 6a explains the cobalt effect on the matrix with the comparison
of DIN 1.3395 to 1.3394 steel. In electrolytically etched steel, carbides are observed in soft annealed matrix
with skeleton morphology due to cobalt wetting. At higher magnification given in Figure 6b, both globular and also
facetted carbides within the martensitic matrix, formed after hardening, appear in different sizes.
(a) (b)
Figure 6. SEM images of the microstructures of DIN 1.3394 steel as electrolytically etched; (a)
carbides in the matrix with skeleton morphology, in soft annealed sample (b) plates of martensite phase and
carbides in hardened sample.
3.3. Carbide analysis
The microstructure of high speed tool steels, in annealed condition, consists of martensitic or ferritic matrix and
blocky MxCy type carbides, called primary carbides, formed during casting. After heat treatment (annealing, quenching
and tempering), this matrix is strengthened by secondary precipitation of extremely fine carbides. The function
of the blocky carbides is to protect the matrix against wear and the secondary carbides help to provide high hot
strength. Besides, the high speed steel requires high fracture toughness. It is very important to control the type of
existing carbides. Hence, the size, distribution, type and fraction of the carbide phase to a large extent determine
the properties of powder metallurgical tool steels. Thus, a large number of studies had been undertaken to find
ideal tool steel microstructures. Depending on the steel composition several types of carbides (mainly MC, M 2 C,
M 6 C) are precipitated in high speed steels. During hot working, the primary carbides, formed during solidification,
change their as-cast structure to a more spherical one. They have an incoherent interface to the matrix and are
a few micrometers in size. In the finished tool, the primary and also secondary carbides formed due to tempering
effect are responsible for the high wear resistance, in addition to the high hardness of the matrix [21-25].
In DIN 1.3207 material there are globular carbides in bright contrast and facetted ones in gray contrast. Figure 7
and 8 show the typical carbides observed in DIN 1.3207 tool steel. The spot analysis was carried out to determine
the elementel concentration of carbides and it was found that globular type carbides were typically M 6 C carbides
which were W and Mo-rich (Figure 7), and facetted carbides were typically MC carbides in which vanadium was the
major element (Figure 8). Both DIN 1.3395 and DIN 1.3394 steels have Cr, Mo, V and W which are strong carbide
formers. The examinations revealed that the steels had similar carbide morphologies and types.
(a) (b)
Figure 7. Characterization of globular carbides in DIN 1.3207 tool steel; (a) SEM micrograph, (b) spot analysis
giving the elementel spectrum of globular carbide marked in micrograph (a).
98

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 8. Characterization of facetted carbides in DIN 1.3207 tool steel; (a) SEM micrograph, (b) spot analysis
giving the elementel spectrum of facetted carbide marked in micrograph (a).
4. CONCLUSION
(a) (b)
In this study, the microstructures of hardened DIN 1.3207, soft annealed and also hardened DIN 1.3394, DIN
1.3395 powder metallurgical tool steels are investigated. In the first stage, % 3 nital and Beraha solutions were
used to determine the matrix phase and the carbides present within the matrix. In the second stage, the steels
were electrolytically etched due to the insufficiency of immersion technique to reveal matrix phase and also the
interface of carbides. Aligned carbides are observed in DIN 1.3207 tool steel having martensitic matrix after hardening
treatment. Fine dispersed carbides take place in both DIN 1.3395 and DIN 1.3394 tool steels having plate
type martensitic matrix. In DIN 1.3207 tool steel, there are globular carbides in bright contrast and facetted ones in
gray contrast. EDS analysis shows that globular type carbides are typically M 6 C carbides which are W and Mo-rich
carbides, and facetted carbides are typically MC carbides in which vanadium is the major element. DIN 1.3395 and
DIN 1.3394 steels have Cr, Mo, V and W which are strong carbide forming elements and their matrices also consist
of typical M 6 C and MC carbides similar to DIN 1.3207 tool steel.
References
1. German, R. M., Powder Metallurgy Science, MPIF, Princeton, NJ, USA, 1994.
2. Schatt, W., Wieter, K. P., Powder Metallurgy Processing and Materials, EMPA, Shewsbury, 1997.
3. Matula, G., Dobrzański, L. A., Herranz, G., Várez, A., Levenfeld, B., Torralba J. M., “Structure and Properties of
HS6-5-2 Type HSS Manufactured by Different P/M Methods”, journal of Achievements in Materials and Manufacturing
Engineering, Vol. 24(2), pp. 71-74, 2007.
[4] Mesquita, R. A., Barbosa, C. A., “High Speed Steel Produced through Conventional Casting, Spray Forming and
Powder Metallurgy”, 6 th International Tooling Conference, Karlstad-Sweden, pp. 387-402, 2002.
5. Schneider, R., Schulz, A., Bertrand, C., Kulmburg, A., Oldewurte, A., Uhlenwinkel, V., Viale, D., “The Performance
of Spray-Formed Tool Steels in Comparison to Conventional Route Material”, 6 th International Tooling Conference,
Karlstad-Sweden, pp. 1111-1124, 2002.
6. Rosso, M., Ugues, D., Grande, M. A., “The Challenge of PM Tool Steels for the Innovation”, journal of Achievements
in Materials and Manufacturing Engineering, Vol. 18(1-2), pp. 175-178, 2006.
7. Nurthen, P., Bergman, O., Hauer, I., “Carbide Design in Wear Resistant Powder Materials, PM2008 World Congress,
Washington-USA, pp. 1-15, 2008.
8. Karaaslan, A., Akça, C., “The Influence of Carbide Distribution on the Properties of Hot Work Tool Steels”, METAL
2009, Hradec nad Moravicí-Czech Republic, pp. 1-4, 2009.
9. Therkildsem, K. T., Dahl, C. V., “Analysis of Carbide and Inclusion in High Speed Tool Steels”, Report no : RisØ-
R-1360(EN), RisØ National Laboratory, 2002.
10. Hetzner, D. W., Van Geertruyden, W., “Crystallography and Metallography of Carbides in High Alloy Steels”,
Materials Characterization, Vol. 59, pp. 825-841, 2008.
11. Godec, M., Batic, B. Š., Mandrino, D., Nagode, A., Leskovšek, V., Škapin, S. D., Jenko, M., “Characterization
of the Carbides and the Martensite Phase in Powder-Metallurgy High-Speed Steel”, Materials Characterization,
Vol. 61, pp. 452-458, 2010.
12. Hutchinson, B., Hagström, J., Karlsson, O., Lindell, D., Tornberg, M., Lindberg, F., Thuvander, M., “Microstructures
and Hardness of As-Quenched Martensites (0.1-0.5 %C)”, Acta Materialia, Vol. 59(14), pp. 5845-5858,
2011.
99

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
13. Krauss, G., “Martensite in Steel : Strength and Structure”, Materials Science and Engineering A, Vol. 273-275,
pp. 40-57, 1999.
14. Schumann, H., Metallographie, VEB Deutscher, Verlag für Grundstoffindutrie, Leipzig, 1974.
15. Petzow, G., Metallographisches, keramographisches, Plastographisches Äetzen, Editions Gebrüder
Borntraeger, Berlin, 1994.
16. Van der Voort, G. F., Manilova, E. P., Michael, J. R., Lucas, G. M., “Study of Selective Etching of Carbides in
Steel”, Microscopy and Microanalysis, Vol. 10, pp. 76-77, 2004.
17. Van der Voort, G. F., Lucas, G. M., Manilova, E. P, Michael, J. R., “Study of Selective Etching of Carbides in
Steel, Praktische Metallographie, Vol. 36, pp. 255-262, 2004.
18. ASM Handbook, Machining, Vol. 16, pp. 51-59, ASM International, Ohio-USA, 1989.
19. Moiseev, V. F., Geller, Y. A., “Effect of Cobalt on Structure and Properties of Fast-Cutting Steel”, Metal Science
and Heat Treatment, Vol. 7(4), pp. 245-249, 1965.
20. Gulyaev, A. P., Kupalova, I. K., “Effect of Cobalt on the Structure and Properties of High-Speed Steels, Metal
Science and Heat Treatment, Vol. 12(8), pp. 666-671, 1970.
21. Bochnowski, W., Leitner, H., Major, L., Ebner, R., Major, B., “Primary and Secondary Carbides in High-Speed
Steels after Conventional Heat Treatment and Laser Modification, Materials Chemistry and Physics, Vol. 81(2-3),
pp. 503-506, 2003.
22. Karagöz, Ş., Andren, H. O., “Secondary Hardening in High Speed Steels”, Zeitschrift für Metallkunde, Vol.
83, pp. 386-394, 1992.
23. Fischmeister, H. F., Riedl, R., Karagöz, Ş., “Solidification of High Speed Tool Steels”, Metallurgical Transactions
A, Vol. 20, pp. 2133-2148, 1989.
24. Dobrzanski, L. A., Matula, G., Várez, A., Levenfeld, B., Torralba,J. M., “Fabrication Methods and Heat Treatment
Conditions Effect on Tribological Properties of High Speed Steels”, journal of Materials Processing Technology,
Vol. 157-158, pp. 324-330, 2004.
25. Trabadelo, V., Giménez, S., Iturriza, I., “Development of Powder Metallurgy T42 High Speed Steel for Structural
Applications”, journal of Materials Processing Technology, Vol. 202(1-3), pp. 521-527, 2008.
100

Foil 1: Topic Overview
1.
2.
3.
4.
5.
6.
7.
8.
9.
Press Procedure
Adapter Systems
Press Tooling
Filling
Powder Transfer
Pressing
Pressure Relief
Demolding
Summary
1. Press Procedure
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Next to the withdrawal method (fixed bottom punch with movable die), the application of the ejection method (fixed
die with movable top- and bottom punches) also becomes more established when using hydraulic presses. The
withdrawal method is still predominantly applied with mechanical- and hybrid presses. The main advantage when
using the withdrawal method lies in the simple applied load of the top punch during demolding of the press part,
which will be discussed at a later point.
Since the control technology has become considerably more efficient in the last few years, the ejection method is
applied more frequently today with hydraulic presses.
By synchronous ejection of the press part between top- and bottom punch, materials can also be pressed which
tend to stockpile during the removal process. One of the advantages of the ejection process is that there is only one
constant removal height, also if there are different bottom punch lengths. Another advantage is that the mass in the
101

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
fill system is only moved in horizontal direction during the fill process which significantly decreases the segregation
of the press mass.
Furthermore, the programming during the ejection process is easier to understand, due to a similar course of movement
of the top and bottom punch. All positions of the press axis relate to the fixed top edge of the die. Pressing
processes like the pressing from both sides are easy to realise, whereas in the withdrawal process you have to work
with relative movements between die and bottom punch.
2. Adapter Systems
Besides taking up the press tooling, the adapter systems of modern high capacity powder presses also take over
the precise guiding function of the tools.
Present-day adapter systems with up to 8 and more press axes demand very high requirements towards precision
and flexibility in regards to tool pick up and tool changing possibilities.
When pressing complex component geometries, the press tools were often changed together with the tool adapter
system. Simple press tools were already changed in the press because the change times were usually not above
the adapter change times. Today, the possibilities of an easy and precise movement of hydraulic press axes make
it possible to change even complex tooling within the presses.
Especially the electrical handwheel is of advantage with which each individually selected press axis can be easily
and accurately moved to any position. This kind of tool change offers specific benefits in regards to the withdrawal
pressing since mostly hydraulic drives of the additional axes are here integrated in the adapter.
An uncoupling of the hydraulic- and electric systems from the actual press is not applicable, which can often lead
to leakages of the hydraulic connections after a few cycles. This is not necessary when pressing according to the
ejection method because the hydraulic drives as well the measuring systems are part of the press and not of the
adapter. Even presses without separate adapter are applied for the last few years and were integrated into the
press.
3. Press Tooling
Depending on the producible part geometry, the press tools are getting more and more complex with the increase
of shape variations in the product.
In order to achieve a widely even density distribution, it is necessary to also separate in cross section changes,
press axes and tool axes.
With some products it is possible that up to 8 and more press levels and therefore tool splittings are required. On
one hand, this serves to produce the required filling spaces, on the other hand it enables the necessary powder
transfer in the compaction start position before the actual densification begins.
If these requirements can be met by the press tooling, only the forces that build up by the press travel and speed
must be transferred from the tool to the press part during the densification process. Since the divided press tools
can also be placed on different adapter levels, often only tool distance pieces can be used from each press level in
the adapter to the press tools in order to construct the tools as short as possible.
4. Filling
The filling process has an essential influence on the quality of the final product.
Mistakes that are made in this process cannot be compensated during the subsequent pressing procedure. Therefore,
the filling process is an essential task which has a critical influence on the final product quality. Hereby, especially
with stepped tooling, fill density deviations caused by air can lead to density differences in the press part
segments (Video).
Through venting systems on the fill shoe, such fill density differences can be decreased and simultaneously shorten
the fill times. Another important point that should be considered, especially during the compaction of higher density
materials, is the decoupling of the supply storage (big bag) from the actual fill hopper.
Here, a constant force of the powder mass should be reached; from the hopper – via the hose and the fill shoe – to
the empty cavity. This prevents fill density deviations between full and depleting supply tanks. Any issues at the
process start that should be taken into consideration during filling can already have a positive influence on the final
product.
5. Powder Transfer
Oftentimes it becomes necessary, especially with complex part geometries, to bring the press mass via the parted
bottom punch in such a position before the densification that, at the later press process, the same density ratio
102

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
exists in each part cross section. This shall prevent, that material displacements of higher density zones in lower
density zones take place. It is also possible to transfer press mass out of the filled cavity to the top punches that are
positioned above the die in order to press conical geometries upwards as well.
6. Pressing
The compaction of the press mass occurs through the top- and bottom punch movement, or through the top punch
and die movement (withdrawal principal) which moves relatively to the bottom punch. Thereby, the press mass is
compressed with such forces that green parts are created according to the tool shape. This way, specific press
forces of up to 100 kN/cm² and more can act upon the press mass.
Special attention should be paid to the even density gradient over the entire press part cross section to eliminate
marginal powder shifting during the press process.
This means that different single pair of punches must move with different speeds during the densification process so
they reach their press position at the same time. The calculation and monitoring of such travel- and speed profiles
is carried out automatically by the control elements of modern powder presses.
7. Pressure Relief
After all press axes have reached their press position, a defined relief of the green part takes place. Here it is important,
especially with stepped parts, that an even relief of all press axes occurs.
Complex part geometries which require multiple top- and bottom punch levels have press punches of different
length due to the adapter- and machine construction.
Here, the springback forces of punch surface and punch length have a corresponding effect on the green part. With
presses that work with fixed stops of the bottom punches, a punch relief downwards is not possible because these
fix positions cannot be changed anymore. This results in different forces upon the green part during the relief of the
top punch and oftentimes leads to cracks in the cross section variations of the component. At this point, an important
advantage of the hydraulic hold of the press axes in press position comes in. Through a controlled relief of all
punch axes “top- and bottom punches”, according to the punch compression, a crack formation can be specifically
countered.
8. Demolding
After the green part only shows forces in radial direction due to the prior described relieve process, it can be ejected
by the bottom punch in overcoming the friction forces. Press mass (for example; ceramic mass) which tend to axial
pile-up by pressed-in air, are weighed down during the removal process through application of programmable slight
force of the top punch(es). This prevents a total axial relief and the green part can radially relax after demolding.
9. Summary
Since the components produced by powder press technology become more and more complex, the demands on
the press systems also increase steadily.
Here, the production process of such components has to be considered in its entirety, as you can see in the above
described procedural steps.
KOMAGE took on the challenge to face these great demands and to successfully put them into practice by applying
more than 100 years of experience in powder press construction as well as continuous innovative advancement in
hydraulic, control technology and tool design make KOMAGE your qualified partner in the powder press technology.
103

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
PREALLOYED MOLYBDENUM LOW-ALLOY STEEL
POWDERS AND THE FLEXIBILITY OF HYBRID ALLOYS BASED
ON THESE POWDERS
W.B. James, Bruce Lindsley, Kalathur S. Narasimhan
Hoeganaes Corporation Cinnaminson, NJ USA
ABSTRACT
The introduction in 1990 of a water atomized low-alloy steel powder that used molybdenum as the
principal alloy addition (Ancorsteel 85 HP) opened the doors to the development of numerous hybrid
low-alloy steels based on the molybdenum-steel powder.
Today, there are a number of water atomized prealloyed molybdenum-steel powders that contain different
amounts of molybdenum; the appropriate one may be used depending on the hardenability needed
for the intended application.
The prealloyed molybdenum-steels are ideally suited for quench-hardening and tempering applications
where their excellent compressibility and good hardenability may be utilized, along with their consistent
dimensional change response.
These molybdenum steel powders also form the basis for many hybrid low-alloy steels where the various
molybdenum contents available provide great flexibility in alloy design.
This paper will review the performance characteristics of these materials and illustrate their great flexibility.
Keywords: low alloy, prealloyed powders, sinterhardening, Quench and Temper, heat treated
1. INTRODUCTION
Water atomized prealloyed powders that use molybdenum as their principal alloy addition, were introduced
commercially in 1990 [1]. They were developed via a design of experiments and the composition
with 0.85% molybdenum was selected for commercialization because it offered excellent compressibility
coupled with good hardenability. When mixed with graphite the material is well suited for applications
that require quench-hardening and tempering.
Because of its good compressibility, the powder was soon the base for hybrid alloys in which the base
was combined with additions of nickel, copper, or both nickel and copper [2]. A powder with higher
molybdenum content (1.5%) was introduced in Europe as both a prealloyed powder and the base for
diffusion-alloyed powders [3]. The lower compressibility (see Figure 1) and higher cost of the 1.5%
molybdenum powder (even at that time) resulted in little interest in the North American market but the
diffusion alloys were used for some applications in Europe and Asia.
In recent years, the considerably higher cost of molybdenum has led to the commercialization of prealloyed
powders with lower molybdenum contents (both 0.5% and 0.3% Mo) and these powders now form
the base for various hybrid alloys. Hybrid alloys based on 0.5% molybdenum are now standard materials
in MPIF Standard 35 – Materials Standards for PM Structural Parts [4]. These materials were first
introduced in 1999 [5 and 6]. Subsequent developments based on prealloyed molybdenum steels
104

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 1: Compressibility of some water atomized, prealloyed powders.
(FL-4400 = 0.85% Mo; FL-4900 = 1.5% Mo; the others are Ni-Mo prealloys)
include PM-Cr steels and PM-Mn steels [7-12]. This paper will provide an overview of the performance
of these prealloyed powders that use molybdenum as their principal alloy addition. The flexibility of
these materials will be highlighted along with the current trend towards materials that contain lower
percentages of molybdenum.
2. qUENCH-HARDENED AND TEMPERED PROPERTIES
Prealloyed powders that use molybdenum as their principal alloy addition are particularly well suited
for applications where the PM parts need to be oil-quenched and tempered. The hardenability of the
materials is a function of their molybdenum content – Figure 2.
Lindsley has shown that a 25 mm diameter compact, 25 mm high, made using a prealloyed powder with
0.3% molybdenum, through hardens at graphite addition levels as low as 0.6% [13] – see Figure 3. At
lower levels of graphite, the compacts no longer through harden but have a hardness profile with a high
surface hardness (martensite) and a softer core (mixed martensite/bainite/unresolved pearlite).
As the molybdenum content is increased, the graphite addition required to through harden the 25 mm
diameter compacts is reduced – Figure 4. The average microindentation hardness level for each molybdenum-graphite
combination in these through hardened compacts is also listed in Figure 4. The
decrease in microindentation hardness as the graphite addition decreases is apparent; martensite hardness
is a function of its carbon content. The compact made from a base iron powder (0% Mo) did not
through harden so the microindentation hardness of its case is shown. The samples in the referenced
study were 25 mm in diameter. Part size should be kept in mind when determining the molybdenum
content that is needed to through harden at a given carbon content. Smaller parts would not require the
same molybdenum content for them to through harden. Larger parts would need greater hardenability
and higher molybdenum content leads to increased hardenability - Figure 2.
Figure 2: The effect of molybdenum content on the
Jominy end-quench hardenability for materials with
0.6% graphite.
105
Figure 3: Microindentation hardness profiles of oil
quenched 25 mm diameter compacts with 0.3%
molybdenum and various graphite additions.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 4: Minimum graphite contents required for through hardening oil quenched cylindrical compacts of 25
mm diameter made using various molybdenum prealloys. The average microindentation hardness is given for
each Mo-graphite combination. * Note that the material with zero molybdenum did not through harden at 0.9%
graphite and the microindentation hardness value listed is from the surface hardened case.
There is little difference in the compressibility of the prealloys with 0.3, 0.5, and 0.85% Mo but the compressibility
of the powder with 1.5% Mo decreases by about 0.08-0.1 g/cm 3 .
Although copper steels are the workhorses of the powder metallurgy industry, they have limited hardenability
and little ductility after heat treatment. When the microindentation hardness of a quenchhardened
25 mm diameter compact made from FC-0208 was compared with that for compacts made
from a 0.3% Mo prealloyed powder the difference in hardenability is readily apparent [13] – Figure 5.
The FC-0208 compact has a hard case to a depth of less than 2 mm whereas the compacts made from
the prealloyed powder through harden. Hanejko has shown that the dimensional change of the 0.3%
Mo prealloyed material is less sensitive to density variation than FC-0208 [14]. Heat-treated PM gears
made from FC-0208 showed greater scatter in dimensional change compared with the same gears
made using a 0.3% prealloyed Mo steel powder.
Figure 5: Microindentation hardness profiles from the edge (distance = 0) toward the center of oil quenched,
25 mm diameter compacts with 0.9% graphite.
3. HYBRID ANALOGS OF DIFFUSION ALLOYS BASED ON AN IRON POWDER
Hybrid alloys based on 0.5% molybdenum were first introduced in 1999 [5 and 6]). They are now standard
materials in MPIF Standard 35 – Materials Standards for PM Structural Parts [4]. At the same sintered
carbon content, these hybrid materials have higher tensile strength than the diffusion alloys based
on an iron powder in the as-sintered condition – Figure 6. While the materials have the same chemical
composition, the hybrid alloys, made with a prealloyed powder base, have greater hardenability than their
106

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
diffusion-alloyed analogs – Figure 7 [4,15]. This makes them much better than the diffusion alloys
based on an iron powder for applications where the PM parts need to be heat treated.
In light of the good performance of the hybrid alloys based on a prealloyed powder with 0.5% molybdenum,
it was decided to evaluate hybrid alloys with the same nickel and copper additions based on a
prealloyed powder with 0.3% molybdenum. The samples were sintered at 1120 °C for 13 minutes at
temperature in a nitrogen:hydrogen atmosphere (90 v/o :10 v/o). No accelerated cooling was used. The
oil-quenched and tempered specimens were tempered at 200 °C for 1 h. The results are summarized
in Figure 8 [15].
In the as-sintered condition, the yield strength of the hybrid alloy with 0.5% Mo exceeds that of the
diffusion-alloyed material of similar chemical composition. This was expected
Figure 6: (a) As-sintered and (b) heat-treated tensile properties of diffusion-alloyed materials based on iron
powder and their hybrid analogs based on a 0.5% Mo prealloy.
from the data presented in Figure 6. It is interesting to note that each of the materials
with 0.3% Mo has a similar yield strength to that of the comparable diffusion-alloyed material.
This should be reflected in actual PM parts as the materials based on the prealloyed
powder with 0.3% Mo have a hardenability that should be similar to that of the
diffusion-alloyed materials.
Figure 7: Jominy hardenability comparison between diffusion-alloyed materials based on iron powder FD-0205
and FD-0405) and hybrid low-alloy powders based on a prealloyed powder with 0.5% Mo (FLN2C-4005 and
FLN4C-4005)
In general, the ultimate tensile strength of the quench-hardened and tempered lower nickel content
materials is better than that of the materials with 4% nickel. This is due to higher amounts of retained
austenite in the material with 4% nickel. The only reason for selecting the diffusion-alloyed material with
4% nickel would be for its better hardenability or slightly better impact energy. As the hardenability of the
hybrid alloy with the lower nickel content is similar to that of the diffusion-alloyed material with 4% nickel,
the hybrid alloy with the lower nickel content would be a more cost-effective choice.
107

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
4. PM CHROMIUM STEELS
Alloy additions such as chromium and manganese present difficulties when they are used in prealloyed
water atomized powders due to their high affinity for oxygen. Once formed,
Figure 8: As-sintered [(a) and (b)] and heat-treated [(c) and (d)] tensile properties for hybrid and diffusionalloyed
materials of the same chemical composition compared with the tensile properties of a hybrid low-alloy
steel with the same nickel and copper additions but a lower prealloyed molybdenum content. All the materials
had a 0.6% graphite addition and a density of 7.0 g/cm3 .
their oxides are extremely hard to reduce and if the alloy addition is not in solution it
does not contribute to the hardenability of the material. A hybrid PM chromium steel alloy
based on a 0.85% molybdenum prealloyed powder (Ancorsteel 4300) has been shown
to have extremely good mechanical properties [7,8]. While the material may be sintered at |
1120 °C in a 90 v/o: 10 v/o nitrogen:hydrogen atmosphere, a full 30 minutes are required at that temperature
to develop optimum properties and it has been shown that high temperature sintering is more
practical in light of the 10 to15 minutes more typically allowed at temperature during commercial sintering
practice [13].
A key attribute of this PM chromium steel is the fact that it sinter hardens at conventional sintering
furnace cooling rates (about 0.7 °C/s) without the need for an addition of copper; something generally
needed with many sinter-hardenable materials. The absence of copper improves the robustness of
the material – less sensitivity of the dimensional change of the material to density, carbon content, and
cooling rate.
The high cost of molybdenum in recent years led to the evaluation of hybrid PM chromium steels based
on prealloyed powders with lower molybdenum contents and a lean version of the material has been developed
based on a prealloyed powder that contains 0.3% molybdenum (Ancorsteel 4300L) [10]. While
the hardenability of the hybrid PM chromium steels is lower that that of the hybrid sinter-hardenable
108

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
alloys that contain copper additions, their hardenabilities are comparable to those of other commercial
products – Figure 9.
Figure 9: Jominy distance to 65 HRA for various PM materials
The chemical composition of the hybrid PM chromium steel alloys is listed in Table 1, and the effect of
cooling rate on the mechanical properties of both of the materials with a 0.6% graphite addition is summarized
in Table 2 [10].
Table 1: Chemical composition of the hybrid PM chromium low-alloy steels
Material Chemical Composition (mass %)
Cr Si Ni Mo Mn
Ancorsteel 4300 1 0.6 1 0.8 0.1
Ancorsteel 4300L 1 0.6 1 0.3 0.1
Table 2: Mechanical properties of the hybrid PM chromium low-alloy steels as a function of cooling rate
(cooling rate measured between 650 and 315 ºC) – graphite addition of 0.6%.
Material
Ancorsteel
4300
Ancorsteel
4300L
Cooling Rate
(ºC/s)
Yield Strength
(MPa)
UTS
(MPa)
109
Total
Elongation
(% in 25 mm)
Impact
Energy
(J)
Apparent
Hardness
(HRA)
0.7 752 1062 1.9 19 66
1.6 896 1172 1.5 18 69
2.2 1069 1241 1.3 15 71
0.7 690 986 2.4 20 62
1.6 738 1020 1.9 18 65
2.2 827 1055 1.5 16 67
For the material that is based on a prealloyed powder with 0.85% molybdenum, increasing the cooling
rate from 0.7 ºC/s to 2.2 ºC/s improved the yield strength by 42%. For the leaner alloy (0.3% Mo), the
corresponding improvement in yield strength was 20% for the same change in cooling rate. The yield
strength of the leaner alloy is about 80 to 90% that of the other material depending on the cooling rate.
5. PM MANGANESE STEELS
The ferrous PM industry continues to develop and expand its use of non-traditional PM alloying elements.
Price, environmental, and recyclability concerns with Mo, Ni and Cu have driven this expansion.
Manganese is a relatively inexpensive, yet effective, alloying element in wrought steels. Nevertheless,

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
oxygen sensitivity has limited the use of manganese in PM steels in the past. The current nitrogenhydrogen
sintering atmospheres with low partial pressures of oxygen now permit its use. The combination
of Mn with a moderate level of Mo results in PM steel alloys with mechanical properties approaching
those of FD-0405.
Figure 10: Microstructures of the two PM manganese steels. Conventional cooling rate (0.7 ºC/s) for (a) and
(b) and accelerated cooling (1.6 ºC/s) for (c) and (d). ANCORBOND FLM-4005 = (a) and (c)
ANCORBOND FLM-4405 = (b) and (d)
Equally important, these alloys can be processed under typical, industrial sintering conditions. At higher
carbon contents these manganese steels can be used as lean alloy, sinter-hardening grades as has
been demonstrated by Lindsley and James [11, 12]. The microstructures of two PM manganese steels
are presented in Figure 10. The ANCORBOND FLM-4405 material has a greater hardenability than the
ANCORBOND FLM-4005 and this is reflected in the microstructures; there is a higher percentage of
martensite present in the ANCORBOND FLM-4405 at both cooling rates.
6. CONCLUSIONS
Since their introduction twenty years ago, prealloyed water atomized powders with molybdenum as
their principal alloying element have become the widely used prealloyed low-alloy steel powders. They
provide great flexibility in ferrous PM material design. They are used not only for their quench-hardened
and tempered properties but also serve as the base for a wide range of hybrid low-alloy PM materials;
analogs of the diffusion alloys that are based on iron, analogs of the diffusion alloys that are based on
molybdenum prealloys, in PM chromium steels, and in PM manganese steels.
7. REFERENCES
1. J.J. Fulmer and R.J. Causton, “Tensile, Impact, and Fatigue Performance of a New Water Atomized
Low-Alloy Powder – Ancorsteel 85 HP”, Advances in Powder Metallurgy,1990, Volume 2, compiled
by E.R. Andreotti and Patrick J. McGeehan and published by MPIF, pp. 459.
2. Hoeganaes Corporation, Technical Data Sheet for Ancorsteel 85 HP, February 1991.
3. Höganäs AB, Iron and Steel Powders for Sintered Components – PM 94-2.
4. MPIF Standard 35, Material Standards for PM Structural Parts – 2009 edition.
5. F.J. Semel, “Ancorloy Premixes: Binder_Treated Analogs of the Diffusion-Alloyed Steels”, Advanc-
110

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
es in Powder Metallurgy & Particulate Materials, 1999, compiled by Charles L. Rose and Martin
Thibodeau and published by MPIF, Princeton, NJ, Vol. 2, pp. 7-93.
6. W. Brian James, “The Development of Engineered Binder-Treated Alternatives to Diffusion-Alloyed
Powders”, presented at 2nd International Latin American Conference on Powder Technology, November
10-12, 1999, Foz do Iguacu, Brazil.
7. Patrick King, “Chromium Containing Materials for High Strength-High Fatigue Applications”, Proceedings
of the PM2004 World Congress, Vol. 3, published by EPMA, pp. 164-169.
8. Patrick King and Bruce Lindsley, “A New Cr-Bearing Alloy for High Performance
Applications”, Advances in Powder Metallurgy & Particulate Materials
– 2005, compiled by Candido Ruas and Ted A. Tomlin, published by MPIF, Part 7,
pp. 12-21.
9. Bruce Lindsley, “Sintering of Chromium Containing PM Steels Processed to High Density”, Advances
in Powder Metallurgy & Particulate Materials – 2008, compiled by Roger Lawcock, Alan Lawley,
and Patrick J. McGeehan, published by MPIF, Part 5, pp. 150-160.
10. Patrick King and Bruce Lindsley, “Chromium Steels for High Performance PM Applications”,
Advances in Powder Metallurgy & Particulate Materials – 2007, compiled
by John Engquist and Thomas F. Murphy, published by MPIF, Part 7,
pp. 1-11.
11. Bruce Lindsley and W. Brian James, “PM Steels that Contain Manganese”, Advances in Powder
Metallurgy & Particulate Materials – 2010, compiled by Matthew Bulger and Blaine Stebick,
published by MPIF, Part 10, pp. 36-49.
12. Bruce Lindsley and W. Brian James, “PM Steels that Contain Manganese”, proceedings of
PM2010 Powder Metallurgy World Congress, Florence, Italy, October 2010, Volume 3, Sintered
Steels, pp. 151-158.
13. Bruce Lindsley and Howard Rutz, “Effect of Molybdenum Content in PM Steels”, Advances in
Powder Metallurgy & Particulate Materials – 2008, compiled by Roger Lawcock, Alan Lawley, and
Patrick J. McGeehan, published by MPIF, Part 7, pp.26-34.
14. Francis G. Hanejko, “A Comparison of FC-0208 to a 0.3% Molybdenum Prealloyed Low-Alloy
Powder with 0.8% Graphite”, Advances in Powder Metallurgy & Particulate Materials – 2009, compiled
by Thomas J. Jesberger and Stephen J. Mashl, published by MPIF, Part7, pp. 59-72.
15. W. Brian James, Bruce Lindsley, Howard G. Rutz, and Kalathur S. Narasimhan, “Lean Hybrid
Low-Alloy PM Molybdenum Steels”, proceedings of Euro PM2009, October 12-14, 2009, Copenhagen,
Denmark, published by EPMA.
111

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
COMPACTION AND
MECHANICAL
PROPERTIES
www.turkishpm.org
112

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
HIZLI KATILAŞTIRILMIŞ MONEL 400 TOZUNUN PRESLENME
DAVRANIŞININ İNCELENMESİ
Sultan ÖZTÜRK*, Bülent ÖZTÜRK*, Fatih ERDEMİR* ve Yüksel PALACI**
* Karadeniz Teknik Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 61080,
Trabzon, suozturk@ktu.edu.tr
** Niğde Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Makine Mühendisliği Bölümü, 51240, Niğde, ypalaci@nigde.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada su jeti soğutmalı döner disk atomizasyonu ile üretilen Ni-Cu esaslı Monel 400 tozları kullanılarak,
ortalama toz boyutu ve boyut dağılımının preslenen parçaların ham yoğunluklarına etkileri incelenmiştir. Bu
amaçla 125/tava, -180/125, -250/180 ve -355/250 μm elek aralıkları ile bunların farklı oranlardaki katkılarıyla
oluşturulan sekiz farklı boyut dağılımına sahip fraksiyonlar denenmiştir. Ayrıca, presleme basıncının ham yoğunluğa
etkisini incelemek amacıyla 150, 250, 350, 450 ve 600 MPa basınçlar kullanılmıştır. En yüksek ham yoğunluk
600 MPa presleme basıncıyla % 83 olarak elde edilmiş ve artan presleme basıncıyla sertliğin, tozlardaki plastik
deformasyonun, parçacıklar arası temas alanının ve koordinasyon sayısının arttığı, porozitenin azaldığı tespit
edilmiştir.
Anahtar kelimeler: Monel 400 Alaşımı, Presleme, Ham Yoğunluk.
INvESTIGATION OF PRESSING BEHAvIOUR OF RAPIDLY SOLIDIFIED
MONEL 400 POWDER
ABSTRACT
In this study, the effect of mean particle size and size distribution on the green strength of compacts produced
by Monel 400 alloy powders which were obtained by water jet cooled rotating disc atomization have been
investigated. Eight group samples were prepared by using sieve fractions of 125/pan, -180/125, -250/180
and -355/250 µm, for this aim. Also, compacting pressures of 150, 250, 350, 450 and 600 MPa were used to
investigate the effect of pressure on the green density. The experimental results showed that the highest green
density of 83% was obtained with the compacting pressure of 600 MPa. The properties of hardness, plastic
deformation of particles, the contact areas among the particles and the coordination number of particles increased
and the porosity decreased with increasing compacting pressure.
key words: Monel 400 Alloy, Pressing, Green Density.
1.GİRİŞ
Tozların bir kalıp içerisinde basınçla deforme edilerek, aralarında bağ oluşturma işlemine toz sıkıştırma denir.
Sıkıştırma sonrası elde edilen yoğunluğa ham yoğunluk, mukavemete ise ham mukavemet denir. Sıkıştırma işlemi
ile parçanın taşınabilecek kadar bir mukavemet kazanması amaçlanır. Tam yoğunluk ise sinterleme sonrası elde
edilir[1,2]. Eksenel sıkıştırma; tozların sert bir metal kalıpta tek eksende basınç uygulayarak sıkıştırılmasıdır.
Basıncın tek bir zımbadan uygulanması tek hareketli sıkıştırma olarak ifade edilirken, basıncın alt ve üst zımbaların
her ikisinden aynı anda uygulanması işlemi çift hareketli sıkıştırma olarak adlandırılır. Aynı etki üst zımbanın basınç
113

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
uygulaması sırasında kalıbın hareketli olması ile de elde edilebilir. Sıkıştırma genellikle soğuk olarak uygulanmakla
birlikte, ham yoğunluğun artırılması amacıyla ılık olarak da uygulanabilir. Sıkıştırma işleminin başlangıç aşamasında
kalıp içerisindeki toz görünür yoğunluktadır ve her bir toz tanesi ortalama olarak 4-6 arası komşu tane ile temastadır
[3-5].
Presleme işleminin başlangıcından sonuna kadar olan safhaları üçe ayırmak mümkündür. Presleme işleminin ilk
aşamasında tozlar konumlarını değiştirerek gevşek durumdan sıkı paket durumuna geçmeye başlar. Bu aşamada
parçacıkların elastik deformasyonu söz konusudur. İkinci aşamada yoğunlaşmada ani bir artış meydana gelir. Bu
aşamada tozlar birbiri üzerinden kayarak yeniden konumlanırken, parçacıklar arasında meydana gelen kenetlenme
ile geri dönüşü olmayan bir pozisyona girilmiş olur. Kenetlenen parçacıklar plastik deformasyona uğradıklarında
son aşama başlamış olur. Basınç arttıkça tanecikler arası temas alanı artar. Son aşamada yoğunlaşma komşu
parçacıkların karşılıklı olarak bir araya gelmesiyle sağlanır. Başlangıçta 4-6 olan parçacık koordinasyon sayısı son
aşamada 10-12 gibi rakamlara ulaşabilir. Sıkıştırma işlemi devam ettikçe parçacıklar arası temas alanı büyüyerek
ham yoğunluğa ulaşılır. Son aşamada parçacıkların plastik deformasyonla sertleşmelerinden dolayı yoğunlaşma
hızında bir azalma görülür [6-8].
Preslemenin başlangıç aşamasında tozlar görünür mukavemete sahiptir. Presleme sonunda elde edilen mukavemet
ise ham mukavemettir. Bir sonraki aşamada uygulanacak sinterleme işleminde maksimum mukavemete ulaşabilmek
için sinterleme öncesi ham mukavemetin yüksek olması gerekir. Elde edilecek ham mukavemetin değeri, presleme
basıncı yanında esas itibariyle tozun birtakım özelliklerine bağlıdır. Bunlar; tozun kimyasal bileşimi, ortalama toz
parçacık boyutu, boyut dağılımı, toz şekli ve tozların sertliğidir. Presleme işleminde tozlar deformasyonla birlikte
sertleştikleri için hesaplanandan daha fazla basınca gerek duyulur. Yoğunlaşmaya sebep olan ortalama basınç
her zaman uygulanan basınçtan daha azdır ve toz parça geometrisi, radyal basınç dağılımı ve toz-kalıp duvarı
sürtünmesi değişkenlerine bağlıdır [9,10].
Yüksek ham yoğunluk kısa ve büyük çaplı parçalarda elde edilir. Toz boyutu ve şekli hem görünür yoğunluğa hem
de preslenebilirliğe etki eder. Küçük ve küresel tozların görünür yoğunlukları büyük ve düzensiz tozlara göre daha
yüksektir. Küresel tozların görünür yoğunlukları teorik yoğunluğun %60’ını bulurken, titreşime tabi tutulduklarında
bu değer %64’e kadar çıkabilmektedir. Bu her parçacık için 6-7 temas noktası anlamına gelmektedir. Düzensiz
şekilli tozlarda paketleme yoğunluğu teorik yoğunluğun %30’u olurken, düzensiz şekilli ve süngerimsi tozlarda çok
daha düşük olmaktadır. Parçacıklar arası sürtünme, biri diğerini kayarak geçen parçacıkların sergilediği direnci
ifade eder. Bu sürtünme, önemli ölçüde toz yüzey alanı, yüzey pürüzlülüğü ve yüzeyin bileşimi tarafından belirlenir.
Toz boyutu küçüldükçe (yüzey alanı arttıkça) parçacıklar arası sürtünme artar. Diğer taraftan, küresel tozların
sıkıştırılabilme kabiliyetleri, köşeli yapıya sahip tozlarınkinden daha düşük olmaktadır[11-13].
Bu çalışmada ortalama toz boyutu, boyut dağılımı ve presleme basıncının preslenen parçaların ham yoğunluğuna
etkisi incelenmiştir. Bu amaçla, Monel 400 alaşımından su jeti soğutmalı döner disk atomizasyonu yöntemiyle
üretilmiş farklı elek aralığına ve ortalama boyuta sahip tozlar kullanılmıştır. Presleme işlemi tek eksenli ve çift tesirli
preste gerçekleştirilmiş olup, presleme basıncının ham yoğunluğa etkisi 150, 270, 360, 480 ve 600 MPa basınçlar
kullanılarak incelenmiştir. Ortalama toz boyutu ve boyut dağılımının ham yoğunluğa etkisi farklı elek aralığındaki
tozların 480 MPa sabit basınçta preslenmesiyle araştırılmıştır.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Bu çalışmada, bileşimi Çizelge 1’de verilen Ni-Cu alaşımından (Monel 400) su jeti soğutmalı döner disk atomizasyonu
yöntemiyle üretilen tozlar kullanılmış olup, üretilen tozlar tek eksenli çift tesirli preste preslenerek; ortalama toz
boyutu, boyut dağılımı ve presleme basıncının ham yoğunluğa etkileri incelenmiştir.
Çizelge1. Monel 400 alaşımı kimyasal bileşimi (% Ağ.)
Element Ni Cu Mn Fe Si C P S
66.8 31.45 1.33 0.97 0.38 0.1 0.013 0.002
Monel 400 alaşımından toz üretimi KTÜ Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümünde mevcut bulunan su jeti
soğutmalı döner disk atomizasyon ünitesinde gerçekleştirilmiştir. Şematik resmi Şekil 1’de verilen atomizasyon
114

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ünitesinde, Monel 400 alaşımı indüksiyon ısıtma sistemiyle grafit bir potada ergitilmiş olup, potanın dip kısmındaki
delikten serbest düşme ile yüksek hızda dönmekte olan su jeti soğutmalı bakır disk üzerine akıtılarak atomize
edilmiştir. Buradan alınan tozlar eleme işlemine tabi tutulmuş ve 355 μm elek altına geçen tozlar bu çalışmada
kullanılmıştır.
Atomizasyon ünitesi düzgün dairesel üst kısım ve konik dairesel alt kısımdan oluşmaktadır. Düzgün dairesel
kısmın çapı 2500 mm, yüksekliği ise 600 mm’dir. Alt kısım, tozların toz toplama bölgesine kolaylıkla ulaşabilmesi
için konik olarak tasarlanmıştır. Konik olan alt kısmın yüksekliği ise 1500 mm’dir. Üretilen tozlara herhangi bir
kirliliğin bulaşmaması için atomizasyon ünitesinin tamamı AISI 304 paslanmaz çelik sacdan imal edilmiştir. Yapılan
çalışmalarda, disk malzemesi olarak ısı iletim katsayısı yüksek olan elektrolitik bakır seçilmiş olup, disk çapı 100
mm, et kalınlığı 0,5 mm’dir. Ayrıca, su ile soğutmanın yapılabilmesi için disk, ters kap şeklinde tasarlanmıştır. Diskin
kanatçık sayısı 4 olup kanatçık profili dikdörtgen şekillidir (3×4 mm). Disk soğutma suyunun sıvı alaşımla ve üretilen
tozlarla temasını engellemek için metal sac koni kullanılmıştır. Atomizasyon esnasında sıvı metal disk merkezinden
yaklaşık 35 mm uzağa akıtılarak disk kenarından maksimum hızla atomize olması sağlanmıştır. Disk dönme hızı,
kontrol ünitesinden 0-24000 d/d aralığında istenen devir sayısına ayarlanabilmektedir. Atomizasyon esnasında disk
üzerine akıtılan sıvı alaşım diskin kenarında maksimum hıza ulaşarak atomize olmaktadır. Bu bakımdan, diskin
çevresel hızı olarak en dış çapa (100 mm) karşılık gelen hız alınmıştır. Bu çalışmada, toz üretimi 14400 d/d disk
devir sayısında yapılmış olup, bu devir sayısına karşılık gelen disk çevresel hızı 75 m/s’dir.
Üretilen tozların ortalama toz boyutu ve boyut dağılımının hesaplanmasında Malvern Mastersizer 2000 model
parçacık boyut analiz cihazı kullanılmıştır. Yapılan analiz neticesinde tozların ortalama boyutu (d 10 ), (d 50 ) ve (d 90 )
hesaplanmış ve boyut dağılımı grafikleri çizilmiştir. Bu işlem için her bir deneyde üretilen tozlardan konilemedörtleme
yöntemiyle yaklaşık 5-7 g numune alınmıştır. Ayrıca, tozların boyutlarına göre sınıflandırılması amacıyla
Retch marka titreşimli eleme cihazı kullanılmıştır. Tozlar 25, 36, 45, 63, 90, 125, 180 ve 250 μm’luk elek serisinde
20 dakika süreyle elenmiştir.
Üretilen Monel 400 alaşımı tozların morfoloji ve mikroyapıları ile tozlardan presleme ile üretilmiş parçaların mikroyapı
incelemeleri Zeiss EVO LS10 marka taramalı elektron mikroskobunda (SEM) yapılmıştır. Monel 400 tozlarının
morfoloji incelemeleri çift taraflı yapışkan karbon bandı kullanılarak gerçekleştirilmiştir. Mikroyapı incelemeleri için
tozlar, bir kalıp içerisinde soğuk sertleşen epoksi reçine ile yataklandırılmıştır. Dağlama işlemi, taze hazırlanan 8
g FeCl 3 , 25 mL HCl , 100 ml H 2 O’dan oluşan dağlama ayıracı kullanılarak 20 s sürede gerçekleştirilmiştir. SEM
incelemeleri öncesinde, reçine kalıba yataklanmış tozlar iletkenlik sağlanması amacıyla altın kaplanmıştır.
Monel 400 alaşımından toz üretme işlemi esnasında, tozlar yüksek sıcaklıkta olmalarından dolayı havada bulunan
oksijenle tepkimeye girerek yüzeyleri ince bir oksit tabakasıyla kaplanmıştır. Bu oksit tabaka hem çok sert hem de
ergime sıcaklığı yüksek bir bileşiktir. Bu bileşiğin sert olması, presleme işleminde tozların plastik deformasyona
uğrayarak şekil değiştirmesini, diğer bir ifade ile tozlar arasında mekanik kilitlemeyi engelleyerek presleme ile ham
parça elde edilmesine mani olur. Belirtilen bu olumsuzluktan dolayı tozlardaki yüzey oksit tabakasının presleme
öncesi indirgenmesi gerekir. İndirgeme işlemi atmosfer kontrollü bir sinterleme fırınında gerçekleştirilmiştir. Monel
400 alaşımı tozları PLC kontrollü sinterleme fırınında 550 o C’de, önce azot gazı ile fırın ortamı temizlenerek, sonra
yüksek saflıkta (%99,999 saflıkta) hidrojen gazıyla 10 dak. süre ile indirgenmiştir. İndirgeme işleminin tam olarak
gerçekleşip gerçekleşmediği XRD cihazıyla yapılan faz analizi ile kontrol edilmiştir.
115
Şekil 1. Su jeti soğutmalı döner disk
atomizasyonu ünitesi şematik resmi.
1- Atomizasyon odası, 2- atomizasyon
diski motoru, 3- atomizasyon diski,
4- sac koni, 5- grafit pota, 6- seramik
tıkaç, 7- indüksiyon bobini,
8- indüksiyon ısıtma sistemi,
9- pota ve tıkaç motoru, 10- hidrolik
piston-silindir, 11- disk soğutma suyu
girişi, 12- disk soğutma suyu çıkışı,
13- soygaz girişi, 14- soygaz çıkışı,
15- toz toplama bölümü,
16- kontrol ünitesi, 17- soğutma ünitesi.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Hidrojen atmosferinde indirgenmiş ve elemeye tabi tutularak tasnif edilmiş tozlardan ham yoğunlukta parça üretmek
amacıyla PLC kontrollü, tek eksenli ve çift etkili 50 ton kapasiteli hidrolik toz kalıplama presi kullanılmıştır. Tozlar
ASTM 8M–04 standardında çekme numunesi formunda bir kalıpta preslenmiş olup, kullanılan kalıp tel erozyon
yöntemiyle hassas bir şekilde üretilmiştir. Presleme basıncının ham yoğunluğa etkisini incelemek amacıyla 150,
270, 360, 480 ve 600 MPa basınçlarda presleme yapılmıştır. Tozlarla kalıp yüzeyi sürtünmesini en aza indirmek
amacıyla presleme öncesi kalıp ve zımba yüzeyleri çinko stearat ile yağlanmıştır. Kullanılan presin şematik resmi
Şekil 2’de gösterilmiştir.
3. DENEYSEL SONUÇLAR VE TARTIŞMA
Değişik elek aralıklarına ait Monel 400 alaşımı tozların SEM fotoğrafları Şekil 3’te verilmiştir. Şekilden de
görülebileceği gibi, tozların tamamı küresel şekilli olup, toz boyutuna bağlı olarak toz şekli değişmemiştir.
Genellikle 90 μm’dan büyük boyutlu olan tozların yüzeylerinde çekilme boşluğu oluşmuştur. Toz boyutu
büyüdükçe çekilme boşluğu miktarının arttığı tespit edilmiştir. Çekilme boşluklarının nispeten büyük çaplı tozlarda
daha fazla olması, toz boyutunun büyümesiyle soğuma hızının azalmasına işaret etmektedir.
Şekil 3 Monel 400 tozların morfolojisi. Elek aralıkları: a) -25 μm/tava, b) -45/25 μm,
c) -63/45 μm, d) -90/63 μm.
116
Şekil 2. Çift tesirli tek eksenli presin
şematik resmi.
1-Kauçuk ayak, 2- kolonlar, 3-kılavuz
silindir, 4- üst silindir piston, 5- alt silindir,
6- pres tablası, 7- alt zımba ve kalıp
boşluğu, 8- üst zımba, 9- PLC kontrol
ünitesi, 10- hidrolik devre elemanları,
11- motor, 12- pompa, 13- hidrolik yağ
tankı.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışmada değişik elek aralıklarına ait tozlar farklı oranlarda katılarak sekiz farklı örnek hazırlanmıştır. Böylece,
ortalama toz boyutu ve boyut dağılımının preslenmiş numunenin ham yoğunluğuna etkisi araştırılmış ve en optimum
değerler ortaya konmuştur. Bu amaçla, üretilmiş olan tozlar elenerek, -125/tava, -180/125, -250/180, -355/250 μm
elek aralıklarındaki tozlar ayrılmıştır. Değişik elek aralıklarından farklı oranlarda katılarak oluşturulmuş sekiz farklı
örnek Çizelge 2’de, bu örneklerin master sizer parçacık boyut cihazında elde edilen toz boyut dağılımları ise Şekil
4’te gösterilmiştir.
Örnek
kodu
Çizelge 2. Hazırlanan toz numunelerin elek aralığı oranları ve ortalama toz boyutları
-125/tava
(μm)
-180/125
(μm)
Elek aralığı
(%)
-250/180
(μm)
117
Ortalama toz boyutu
(μm)
-355/250
(μm) d 10 d 50 d 90
MN 1 100 29,96 69,72 139,62
MN 2 100 74,75 128,605 207,81
MN 3 100 147,87 209,99 299,74
MN 4 100 199,81 305,99 457,81
MN 5 30 70 55,25 97,97 183,12
MN 6 30 30 40 52,45 110,79 267,45
MN 7 30 30 40 55,98 152 362
MN 8 30 30 40 53,35 107,61 342,27
Şekil 4. Farklı elek aralığı tozlardan oluşturulmuş örneklerin toz boyut dağılımları.
Tozlardaki yüzey oksit tabakası presleme ve sinterleme özelliklerini olumsuz etkilemenin yanında, görünür yoğunluk
ve akış hızını da olumsuz yönde etkiler. Görünür yoğunluk ve akış hızı preslemeye doğrudan etki eden özelliklerdir.
Bunların düşük olması, elde edilecek parçanın ham yoğunluğunun da düşük olmasına sebep olur. Bu çalışmada
kullanılan Monel 400 alaşımı tozlarının oksit indirgeme öncesi ve sonrası Hall akış aparatıyla ölçülen görünür
yoğunluk ve akış hızı ölçüm sonuçları Çizelge 3 ve Çizelge 4’de verilmiştir. Çizelgelerden de görülebileceği gibi,
indirgeme sonrasında görünür yoğunlukta ve akış hızında önemli artışlar meydana gelmiştir.
Çizelge 3. Monel 400 alaşımı tozların indirgeme öncesi görünür yoğunluk ve akış hızı değerleri.
Örnek kodu
Görünür
MN 1 MN 2 MN 3 MN 4 MN 5 MN 6 MN 7 MN 8
yoğunluk (g/
cm3 )
3,27 3,01 2,96 2,90 3,31 3,34 3,47 3,43
Akış süresi (s) 6,35 6,39 7,96 8,3 5,25 5,77 6,28 5,88

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Çizelge 4. Monel 400 alaşımı tozların hidrojen atmosferinde indirgeme sonrası
görünür yoğunluk ve akış hızı değerleri.
Örnek kodu MN 1 MN 2 MN 3 MN 4 MN 5 MN 6 MN 7 MN 8
Görünür
yoğunluk (g/cm 3 )
3,46 3,17 3,14 3,12 3,34 3,39 3,49 3,54
Akış süresi (s) 5,03 5,40 6,10 6,90 4,90 5,14 5,40 5,00
Ortalama toz boyutu ve boyut dağılımının ham yoğunluğa etkisini incelemek amacıyla Çizelge 2’de elek aralık
oranları verilen MN 1-8 kodlu toz numuneler 480 MPa sabit basınçta preslenmiştir. Elde edilen ham yoğunluk
değerleri Çizelge 5’te gösterilmiştir.
Çizelge 5. Ortalama toz boyutu ve boyut dağılımının ham yoğunluğa etkisi.
Örnek kodu MN 1 MN 2 MN 3 MN 4 MN 5 MN 6 MN 7 MN 8
Ham yoğunluk (%) 77 80 79 79 78 79 80 77
Presleme basıncının ham parçanın yoğunluğuna ve sertliğine etkisini incelemek amacıyla MN 6 örnek kodlu Monel
400 alaşımı tozları 150, 270, 360, 480 ve 600 MPa basınçlarda preslenmiştir. Presleme öncesi, tozların homojen
karışımını sağlamak ve yoğunluk gradyanı oluşumunu engellemek amacıyla toz numuneler türbila tipi karıştırıcıda
55 d/d dönme hızında 30 dak. süre ile karıştırılmıştır.
Presleme basıncının ham yoğunlukla değişimi Şekil 5’te verilmiştir. Artan presleme basıncıyla parça yoğunluğunun
arttığı açıkça görülmektedir. Presleme başlangıcında gevşek halde olan tozlar, artan presleme basıncıyla birbiri
üzerinden kayarak yeniden konumlanırlar. Basınç uygulaması devam ettikçe tozlar arasındaki boşluklar azalır ve
mekanik kilitlenme meydana gelir. Tozlarda plastik deformasyonun başladığı aşama son aşamadır. Bu aşamada
yoğunluk artışı tozların deformasyonuyla sağlanır; ancak tozlar plastik deformasyona uğrarken aynı zamanda
sertleşerek mukavemet kazanırlar. Bu sebeple, son aşamadaki yoğunluk artış hızı başlangıç ve ara aşamalara
göre daha yavaştır. Şekil 5’deki veriler de bunu doğrulamaktadır. Görünür yoğunlukları teorik yoğunluğun %38’i olan
tozlar 150 MPa basınçla preslendiklerinde, hızlı bir yoğunluk artışıyla ham yoğunluk %60’a yükselmektedir. 270
MPa presleme basıncında ham yoğunluk %71’e ulaşmaktadır. 270 MPa presleme basıncından sonra yoğunluk artış
hızında bir yavaşlama ortaya çıkmaktadır. 360, 480 ve 600 MPa basınçlarda yapılan presleme işlemleri sonucu elde
edilen ham yoğunluk değerleri sırasıyla %75, %79 ve %83’tür. Bu durum, tozların plastik deformasyonla mukavemet
kazandıklarını göstermektedir.
Preslenmiş numunelerin presleme basıncıyla mikrosertliklerinin değişimi Şekil 6’da gösterilmiştir. Mikrosertlik ölçme
işlemi Struers Duramin mikrosertlik ölçme cihazında, 10 g yükün 10 s süre ile tatbik edilmesiyle gerçekleştirilmiştir.
Şekil 6’dan da açıkça görüldüğü gibi, artan presleme basıncıyla Vickers sertlik değeri artmıştır. Toz parçacıkların
artan presleme basıncıyla daha sıkı paketlenmelerinin sertliği artırdığı anlaşılmaktadır. 150, 270, 360, 480 ve 600
MPa basınçlarda yapılan presleme işleminde elde edilen mikrosertlik değerleri sırasıyla 160, 180, 205, 255 ve 270
Vickers’dir. Artan presleme basıncının tozların daha sıkı paketlenmesi sağlayarak sertlik artışına sebep olmasının
yanında, tozları plastik deformasyona uğratarak sertliklerinin artmasını da sağlamaktadır.
Şekil 5. Presleme basıncıyla ham yoğunluğun değişimi.
118

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6. Preslenmiş ham parçada presleme basıncıyla mikrosertliğin değişimi
Preslenmiş ham haldeki parçalarda, presleme basıncına bağlı olarak porozite ve toz parçacık deformasyonu değişimi
elektron mikroskobunda incelenmiş olup, 270, 360, 480 ve 600 MPa presleme basınçları için mikroyapılar Şekil
7-10’da gösterilmiştir. Şekillerin incelenmesinden, artan presleme basıncıyla porozitenin azaldığı, tozlardaki plastik
deformasyonun, parçacıklar arası temas alanının ve temasta olan parçacık sayısının arttığı açıkça görülmektedir.
Şekil 7. Preslenmiş ham parçadaki porozite ve parçacık deformasyonu (presleme basıncı 270 MPa).
Şekil 8. Preslenmiş ham parçadaki porozite ve parçacık deformasyonu (presleme basıncı 360 MPa).
Şekil 9. Preslenmiş ham parçadaki porozite ve parçacık deformasyonu (presleme basıncı 480 MPa).
119

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 10. Preslenmiş ham parçadaki porozite ve parçacık deformasyonu (presleme basıncı 600 MPa).
4. SONUÇLAR
Yapılan deneysel çalışmalardan ve bulguların değerlendirilmesinden elde edilen sonuçlar aşağıda verilmiştir:
1. Üretilen Ni-Cu alaşımı (Monel 400) alaşımı tozların tamamı küresel şekilli olup, toz boyutuna bağlı olarak
toz şekli değişmemiştir. 90 μm’dan büyük boyutlu tozların yüzeylerinde çekilme boşluğu meydana gelmiştir. Toz
boyutu büyüdükçe çekilme boşluklarının arttığı tespit edilmiştir.
2. Monel 400 alaşımından üretilen tozlarının yüzeylerindeki oksit tabakası yüksek saflıkta (%99,999 saflıkta)
hidrojen atmosferinde 550 0C sıcaklıkta 10 dak. süre içerisinde indirgenmiştir.
3. İndirgeme sonrasında görünür yoğunlukta ve akış hızında önemli artışlar meydana gelmiştir.
4. Artan presleme basıncıyla ham yoğunluk artmıştır ve en yüksek ham yoğunluk 600 MPa presleme
basıncıyla %83 olarak elde edilmiştir.
5. Artan presleme basıncıyla sertlik değerinin arttığı, porozitenin azaldığı, tozlardaki plastik deformasyonun,
parçacıklar arası temas alanının ve temasta olan parçacık sayısının arttığı tespit edilmiştir.
kAYNAkLAR
1. German, R.M., “Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri” Çeviri Editörleri: S. Sarıtaş, M. Türker, N.
Durlu, Türk Toz Metalurjisi Derneği Yayınları:05, 2007,Ankara.
2. Gimenez, S., Vagnon, A., Bouvard, D., Biest, O. V., “Influence of The Green Density on The Dewaxing Behaviour
of Uniaxially Pressed Powder Compacts”, Materials Science and Engineering A, 430, 277-284, 2006.
3. Ünlü, N., Çavusoglu, L., Toz Metalurjisinin Yaygın Kullanım Alanları, Metal Dünyası,Teknik Yazı, sayı:11-12,
İstanbul, 1995.
4. Rahman, M.M., Nor, S.S.M., “An Experimental Investigation of Metal Powder Compaction at Elevated
Temperature”, Mechanics of Materials, 41, 553-560, 2009.
5. Fischmeister, H.F., Arzt, E., “Densification of Powders by Particle Deformation”, Powder Metallurgy, vol.26,
n. 2, 1983.
6. Poquillon, D., Lemaitre, J., Carles, V., Tailhades, Ph., Lacaze J., “Cold Compaction of Iron Powders-Relations
Between Powder Morphology and Mechanical Properties Part I: Powder Preparation and Compaction”,
Powder Technology, 126, 65– 74, 2002.
7. Ng, L.S, Loh, N.L., Boey, F.Y.C., “Cold-Hot Isostatic Pressing of Mar M200 Superalloy Powders”, journal of
Materials Processing Technology, 67, 143-149, 1997.
8. Al-Qureshi, H.A., Galiotto, A., Klein, A.N., “On The Mechanics of Cold Die Compaction For Powder Metallurgy”,
journal of Materials Processing Technology, 166, 135-143, 2005.
9. Park, S.J., Han, H.N., Oh, K.H., Lee, D.N., “Model For Compaction of Metal Powders”, International journal
of Mechanical Science, 41, 121-141, 1999.
10. Yamaguchi, K., Takakura, N., Imatani, S., “Compaction and Sintering Characteristics of Composite Metal
Powders”, journal of Materials Processing Technology, 63, 364-369, 1997.
11. Hyoung, S., K., “Yield and Compaction Behavior of Rapidly Solidified Al–Si Alloy Powders, Materials Science
and Engineering A, 251, 100–105, 1998.
12. Iveson, S.M., Page, N.W., “Dynamic Strength of Liquid-Bound Granular Materials: The Effect of Particle Size
and Shape”, Powder Tecnology, 152, 79-89, 2005.
13. Smith, L.N., Midha, P.S., Graham, A.D., “Simulation of Metal Powder Compaction, For The Development of a
Knowledge Based Powder Metallurgy Process Advisor”, journal of Materials Processing Technology, 79,
94-100, 1997.
120

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
COMPOSITES
www.turkishpm.org
121

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
THE EFFECT OF AMOUNT OF METHANOL ON THE PROPERTIES OF
AL-AL 2 O 3 COMPOSITE POWDERS
Aykut Canakci 1 , Temel varol 1 , Cihad NAZİK 1
1 Department of Metallurgical and Materials Engineering, Karadeniz Technical University, Trabzon, Turkey
aykut@ktu.edu.tr, tvarol@ktu.edu.tr
ABSTRACT
Mechanical alloying (MA) of elemental powder mixtures of Al- Al 2 O 3 was performed in an argon atmosphere at
various amount of methanol using a planetary ball mill. The effect of amount of methanol on production of Al-Al 2 O 3
composite powder were evaluated. A process control agent (PCA) which the balance between cold welding and
fracturing is controlled by the addition of a surface additive. Different amounts of methanol were used to study the
effect of the process control agent on synthesis and properties of the Al-Al 2 O 3 composite powders. The microstructural
evolution of the milled powders was characterized by X-ray diffraction (XRD) and scanning electron microscopy
(SEM). Results indicated that varition amount of PCA during milling process led to a significant change in
morphology, particle-size distribution of milled powders. Morever, different microhardness values were obtained for
different amount of PCA at same milling time.
keywords: Composite powders, mechanical alloying, Process control agent (PCA)
1. INTRODUCTION
Mechanical alloying (MA) is a useful powder processing technique that can produce a variety of equilibrium and
non-equilibrium alloy phase. The advantage of this process technology is that the powder can be produced in large
quantities and the processing parameters can be easily controlled, thus it is a suitable method for commercial applications
[1]. By using MA, it is possible to produce a fine and homogeneous distribution of hardening particles
be difficult or even impossible with most molten material techniques. The amount that dispersoids strengthen the
composite depends on particle type, size, morphology, volume fraction and distribution [2]. In this process, two essential
processes are involded, namely, cold welding between particles under high energy collosion. Cold welding
and fracturing enable powder particles to be always in contact with each other with atomically clean surfaces and
with minimized diffusion distance. Without cold welding, the particles will not be bonded together for interdiffusion,
while too much cold welding will lead to an increase in particle size and no formation of clean surfaces for diffusion.
Therefore the balance between cold welding and fracturing is essential for a successful MA. The alloying process
can only be continued if the rate of welding balances that of fracturing and the average particle size of the powders
remains relatively coarse. However, for most material systems, the balance between cold welding and fracturing
does not ocur naturally. The balance has to be controlled by the addition of a surface additive, in most cases, called
a process control agent (PCA). Several PCAs, such as cyclohexane, hexane, stearic acid, methanol, ethyl acetate
or polyethylene glycol are often used in MA [3-6].
To successful attain products with fine dispersion and good homogeneity; it is essential to establish a balance between
cold welding and fracturing. However, for ductile systems, as in the milling of aluminum particles, this balance
does not ocur naturally, resulting in non-uniform microstructures and properties. One of the effective methods to
avoid excessive cold welding reported in the literature is the addition of surface-active substances, known as process
control agents (PCAs). These surfactants are mostly organic compounds and are usually added to the powder
charge in proportions that vary from 1 to 5wt.% [7].
In this work we have investigated the effect and the role of different amount of methanol on the morphology, particle
size and microstructure of a Al-Al 2 O 3 composite powder produced by MA.
122

2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The initial materials used in this research work were Al powders and Al 2 O 3 particles with a composition corresponding
to Al-10wt.%Al 2 O 3 . The as-atomized Al alloy powders (Gündoğdu Exotherm Company, Turkey) with an average
powder particle size of 127µm and Al 2 O 3 particles (99,7 % purity, Wacker Ceramic Company, Germany) with an
average particle size of 13μm are used as raw materials. The chemical composition of the as-atomized Al alloy (in
wt. %) is 1.230Fe, 1.000Si, 1.000Pb, 0.710Cu, 0.530Zn, 0.116Mn, 0.071Ti, 0.050Mg and Al (balance). Fig. 1a and
1b show the morphologies of the as received Al alloy matrix powder and Al 2 O 3 particles. The Al alloy matrix powder
particles are ligamental shape and the Al 2 O 3 particles are polygonal in shape. Methanol was used as the process
control agent in varying amounts of 1, 2 and 3 wt% to study the effect of amount of methanol. The powders were
milled in two vials of 80ml using a Fritsch “Pulverisette 7, Premium line” planetary ball mill at a rotation speed of
400rpm. The mixture of Al-Al 2 O 3 powders was milled for 0.5, 1, 2, 4, 6, 8, 10h. The balls used were 10 mm in diameter
and ball-to-powder weight ratio was 10:1.
The morphology and microstructure of milled powders was analyzed by scanning electron microscopy (SEM). The
size distribution of as-received and milled powders was quantified by a laser particle size analyzer (Malvern, model
‘Mastersizer Hydro 2000’). Apparent density of composite powders were measured using a Standard Hall Flowmeter.
The microhardness of as-received and milled powders was measured by a microhardness tester (Struers
microhardness tester) at 10gr load.
3. RESULTS AND DISCUSSIONS
(a) (b)
Fig. 1. Morphology of as-received powders: (a) Al alloy and (b) Al O particles.
2 3
Table 1. The amount of PCA (methanol) and coded process.
Coded Process Amount of PCA (wt.%)
Process 1 1
Process 2 2
Process 3 3
3.1. Effect of the processes with amount of PCA on milling process
Milling process is given in Table 2. Processes are summarized in the Table 2 for better understanding of the stages
of milling. Table 2 shows the effect of the processes with amount of PCA on the mechanical alloyed Al-Al 2 O 3 powders.
Table 2. The shapes of milling during the mechanical alloying.
Process
0.5 1 2 4 6 8 10
P 1 Flake +irregular Flake Irregular Semi Equiaxial Equiaxial Equiaxial Equiaxial
P 2
Ligamental
Ligamental
+ Flake
P 3 Ligamental Ligamental
Flake+irregular
Ligamental +
Flake
123
Flake+ Semi
Equiaxial
Flake
Semi
Equiaxial
Flake+ Semi
Equiaxial
Equiaxial Equiaxial
Flake+
Semi
Equiaxial
Semi
Equiaxial

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.2. Effect of the processes with amount of PCA on the powder morphology
In order to understand the effect of methanol on the morphology of Al-Al 2 O 3 powders during mechanical alloying,
Al-10wt.%Al 2 O 3 powder mixtures were milled with different amounts of methanol (1, 2, and 3 wt.%) for 10h. Figs.
2(a-k) show the SEM images of the powders milled for different times (0.5, 1 and 2h). Figs. 2(a-c) are SEM images
with process 1 (1 wt. %), Figs. 2(d-f) are SEM images with process 2 (2 wt. %), and Figs. 2(g-k) are SEM images
with process 3 (3 wt. %) for different times. The initial morphologies of both Al and Al 2 O 3 powders are shown in Fig.
1a and 1b, respectively. As it is shown in these Figures, the Al 2 O 3 particles are angular or poligonal in shape while
Al powders has a distribution of ligament or irregular. It is clear that particle morphology changes with increasing
milling time. After 0.5h of milling time (Fig. 2a), the particles were severely deformed plastically by MA and exhibited
a shape changes from nearly ligament to flake in milling made by wt. %1 PCA (at process 1). In other words, plastic
deformation of the soft matrix powder starts quickly in a short milling time which results in changing its morphology
from ligamental to flattened shape. As shown Fig. 2d (at process 2), with increasing amount of methanol, particle
deformation decreased and particle morphology showed little change. By increasing the amount of methanol significant
changes weren’t observed in morphology of initial powders, as shown in Fig. 2g (at process 3). There is an
important observation in milling made by 3 wt.% PCA. As can be seen Fig. 2g, alumina particles (Al 2 O 3 ) were not
embedded into the Al powders because of amount of excess methanol. In other words, excess amount of methanol
decreases the effectiveness of ball-powder collisions. When the amount of methanol is less than 3 wt.% during
milling time, such as 1 and 2 wt.%, work hardening becomes more dominant in the mechanical alloying process.
As shown from SEM images of 2h of milling (Figs. 2c, 2f, 2g) fracturing effectiveness decreased with increasing
amount of methanol. It can be easily observed that finer as-milled Al-Al 2 O 3 powder particles are achieved with increasing
milling time. If the critical PCA value is exceeded (3 wt.%), the particle morphology and particle size varies
from less than other process (1 and 2 wt.%) with the increasing milling time. Fracturing process seems dominant
in the powders using 1 wt.% methanol (Fig. 2c).
Fig. 2. Variation of the powder morphology with milling time at different process:
(a-c) process 1, (d-f) process 2, and (g-k) process 3.
124

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
When particle morphology was examined at the end of 4h of milling it can be seen, cold welding process is more
than fracturing process for 1 wt.% methanol (Fig. 3a). In addition to particle morphology has started to convert into
a equiaxial morphology. Morphology change for P2 process (2 wt.% methanol) are almost the same as P1 process
(1 wt.% methanol). However, flake morphology was reached at the end of 4h of milling for P3 process (3 wt. %
methanol) (Fig. 3g). At longer milling time, work hardening of powders causes them brittle and fracturing effectiveness
becomes significant and the changing trend of particle morphology is observed.
Fig. 3. Variation of the powder morphology with milling time at different process:
(a-c) P1 process , (d-f) P2 process, and (g-k) P3 process.
Fig. 4 shows the powder morphologies after 10h of MA. The particle morphologies of P1 and P2 processes have
semi equiaxed morphology and similar morphology but the particle size are different because of amount of methanol
used in mechanical alloying process. Both cold welding and fracturing process were observed in P3 process.
Fig. 4. Variation of the powder morphology with different processes at 10h milling time:
(a) P1 process, (b) P2 process, and (c) P3 process.
125

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.3. Effect of the processes with amount of PCA on the apparent density
When apparent densities were examined for P1, P2, and P3 processes, it can be seen, apparent density values
increased at the beginning of milling process and then decreased but again towards the end of milling process
increased. The change in values of apparent density closely related to powder morphology. When powder morphology
compared with apparent densities values it can be seen easily, flake morphology increases the value apparent
density. Flake morphology provides better packed. To the contrary, reduces the value of the apparent density with
increases fracturing process because of deterioration from equiaxed morphology. In addition, it was observed that
apparent density decreases with increasing amount of methanol because of increases the ability of powder agglomeration
with increasing amount of methanol. The various stages of a ductile-brittle system during mechanical
alloying are shown in Fig. 5.
Fig. 5. The various stages of a ductile-brittle system during mechanical alloying [8].
Table 3 and Fig. 6 are shown the effect of the processes with amount of PCA on the apparent density milled Al-Al 2 O 3
powders.
Apparent
density
(gr/cm 3 )
Amount of
PCA
(wt.%)
Table 3. Effect of PCA content on the apparent density.
Milling time (h)
0 0.5 1 2 4 6 8 10
1 1.038 1.055 0.965 0.807 0.995 1.248 1.276 1.278
2 1.038 1.207 1.216 0.715 0.822 0,911 1,031 1.136
3 1.038 1.148 1.165 1.128 0.672 0.712 0.795 0.959
Fig. 6. Variation of the apparent density as a function of milling time at different processes for amount of PCA.
126

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.4. Effect of the processes with amount of PCA on the particle size
Table 4. The relationship between particle size and milling time at different processes for amount of PCA.
Particle
size
(μm)
127
Milling time (h)
0 0.5 1 2 4 6 8 10
P 1 127 132 130 65 33 103 112 115
P 2 127 121 116 60 38 33 35 28
P 3 127 126 124 133 116 42 45 37
Fig. 6. shows effect of PCA content and milling time on the average the particle size of ball milled powders. Al
powders in their initial stage are predominantly irregular and ligamental in shape. During high energy milling, plastic
deformation, cold welding and fracture are predominant factors, in which the deformation leads to a change in particle
shape, cold welding leads to an increase in particle size and fracture leads to decrease in particle size. Table
4 presents average particle size values after 0h, 0.5h, 1h, 2h, 4h, 6h, 8h, 10h of milling times for all processes. The
effect of milling time on the particle size of ductile powders has been studied separately by previous researches in
the case of monolithic and composite powders [9,10-12]. In the all cases a similar trend was observed an increase
in the particle size followed by a decrease and then steady state in the previous investigations [13-15]. However,
the average particle size (d 0.5 ) of the Al alloy-10 wt.% Al 2 O 3 composite powders in this study decreased continously
with the increasing milling time (Fig. 6). This can be attributed to the initially used Al alloy powders having ligamental
shape. These powders can be easily deformed by high energy collisions of balls and they can be quickly fractured
weakness regions.
Unlike most of the work related to mechanical alloying [9,16,17], in this study, this particle morphology because of
initial powders have ligamental shape. Powders are deformed due to high energy collisions of balls and they are
fractured from fine regions. Flatten shape occurs after this fracturing process so particle size decreases unlike increasing
at early stage of milling. With increasing milling time, work hardening of powders causes brittle of powders
and fracturing process becomes effective process. It was observed that amount of PCA has a significant effect on
the particle size of composite powders.
Fig. 6. Effect of milling time on the average particle size of composite powders
3.5. X-ray diffraction analysis of milled composite powders
Al alloy powders underwent deformation and cold welding caused by continuous collision and split between balls
and powders. As can be seen in Fig. 7, ball milling makes diffraction peaks become wide and the peaks intensities
decrease. These observations were found in agreement with the reported for other Al alloy composites [11,14,18,19]
(Abdoli et al., 2008; Razavi et al., 2006; Parvin et al., 2008; Abdoli et al., 2009). The concept of X-ray peak broadening
related to the crystallite size is widely accepted in the study of mechanically alloyed powder particles. Fig.
7 shows the XRD patterns as a function of milling time. Due to the mechanical deformation introduced into the

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
powder, crystallite refinement occurs and the lattice strain increases. The unmilled powder already presented a very
refined crystallite since the high cooling rate imposed using the gas atomization method, and the milling process
reduced its size. This result show that the mechanical alloying is an effectiveness process to produce nanostructure
materials [20].
Fig. 7 shows the XRD patterns of composite powder that were mechanical alloyed with 1 and 3 wt.% methanol
(2h and 4h) and initial Al alloy (0h) powders. Ball-impact energy of balls decreases because of increasing amount
of PCA so work hardening of particles decreases and there is no significant change in peaks wide and the peaks
intensities for P3 process which used 3 wt.% methanol. In other processes (1 wt.% methanol), Peaks wide and
peaks intensities as well as particle size significantly changed due to deformation occurred at the end of 4h of milling.
Increasing methanol content prevented particle deformation and reduced effectiveness of milling process.
Fig.7. XRD patterns of Al alloy and Al-Al 2 O 3 composite powders for some milling times.
3.6. Microhardness
The change of microhardness of milled powders as a function of milling time and PCA content is given in Fig. 8.
Generally, increasing milling time increases the deformation and work hardening of powders. As can be seen in Fig.
8, there is a continuous increase in microhardness of all process with increasing milling time and increasing rate of
microhardness values decreases with the increasing amount of PCA. As can be seen increasing milling time causes
a raise in microhardness of particles. The main factor effecting the microhardness of powders is work hardening of
powders. Up to 5h of milling the rate of increasing of microhardness, for P1 process (1 wt.% methanol) is more
than P3 process (3 wt.% methanol) but this rate decreases with increaing milling time and microhardness values of
P3 proces is more than these P1 process at the end of 10h in process (Fig. 8).
128

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 8. The change in microhardness of Al-Al 2 O 3 composite powders with different amount of PCA and milling time.
4.CONCLUSION
The effect of amount of methanol on production of Al-Al 2 O 3 composite powder were investigated. It was observed
that amount of PCA has a great effect on the powder characteristics. The increase of the amount of PCA reduced
mechanical alloying process effectiveness up to 6h of milling and the steady-state time was delayed. Moreover, The
process which used 2 wt.% methanol gave the best results within three process. Consequently, the results indicate
that amount of PCA considerable effects on the particle size as well as on the structural behavior of the as milled
powders.
ACkNOWLEDGEMENT
The authors are grateful to Karadeniz Technical University Research Fund for the financial supporting of this research
work (No: 2007.112.10.2). The researchers would also like to thank to Gundogdu Exotherm Service for
providing Al 2024 powders.
REFERENCES
1. Shokrollahi H, Materials and Design 30 (2009) 3374-3387
2. Estrada-Guela I, Carreno-Gallardo C, Mendoza-Ruiz DC, Miki-Yoshida M, Rocha-Rangel E, Martínez-Sánchez
R, Journal of Alloys and Compounds 483 (2009) 173–177
3. Lu L, Zhang YF, Journal of Alloys and Compounds 290 (1990) 279-283
4. Juarez R, Sunol JJ, Berlanga R, Bonastre J, Escoda L, Journal of Alloys and Compounds 434-435 (2007) 472-
476
5. Pilar M, Sunol JJ, Bonastre J, Escoda L, Journal of Non-Crystalline Solids 353 (2007) 848-850
6. Long BD, Zuhailawati H, Umemoto M, Todaka Y, Othman R, Journal of Alloys and Compounds 503 (2010) 228-
232
7. Gonçalves VS, Rocha CJ, Leal Neto RM, Sixth International Latin-American Conference on Powder Technology,
2010, Rio de Janerio, Brazil
8. Fogagnolo JB, Velasco F, Robert MH, Torralba JM, Materials Science and Engineering A342 (2003) 131/143
9. Razavi Tousi SS, Yazdani Rad R, Salahi RE, Mobasherpour I, Razavi M, Powder Tech 192 (2009) 346–351
10. El-Eskandarany MS (2000). Mechanical Alloying for Fabrication of Advanced Engineering Materials. William
Andrew Publishing, New York.
11. Abdoli H, Farnoush H, Salahi E, Pourazrang K, Mater. Sci. and Eng. A (2008) 486: 580–584.
12. Arik H, Turker M, Mater. and Design. (2007) 28: 140–146.
13. Hashim J, Looney L, Hashmi MSJ, J. of Mater. Process. Tech. (1999) 92:1-7.
14. Razavi Hesabi Z, Simchi A, Seyed Reihani SM, Mater. Sci. Eng. A(2006) 428:159-168.
15. Adamiak M, J. Achiev. Mater. Manuf. Eng. (2008) 31(2): 191–196.
16. Rodrigues JA, Gallardo JM, Herrera EJ, Journal of Materials Science 32 (1997) 3535-3539
17. Fuentes JJ, Rodriques JA, Herrera EJ, Materials Characterization 61 (2010) 386-395
18. Parvin N, Assadifarda R, Safarzadeha P, Sheibanib S, Marashi P, Mater. Sci. and Eng. A (2008) 492: 134–140.
19. Abdoli H, Asgharzadeh H, Salahi E, J. of Alloys and Compounds (2009) 473: 116-122.
20. Fogagnolo JB, Amador D, Ruiz Navas EM, Torralba JM, Materials Science and Engineering A 433 (2006)
45-49
129

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
EFFECT OF THE AlxNiy PHASES ON THE MECHANICAL PROPERTIES OF
THE AlCuSiMg/SiC(Ni)p COMPOSITES
judit PÁZMÁN * , Viktor MÁDAI ** , Zoltán GÁCSI * , Alíz MOLNÁR*, Árpád KOVÁCS*
* University of Miskolc, Institute of Materials Science, 3515 Miskolc-Egyetemváros, Hungary;
femjuju@uni-miskolc.hu; femtangz@uni-miskolc.hu; alizmolnar27@gmail.com; femkov@uni-miskolc.hu
** University of Miskolc, Department of Mineralogy and Petrology, 3515 Miskolc-Egyetemváros;
askcesar@uni-miskolc.hu
ABSTRACT
In our research work AlCuSiMg/SiC(Ni)p composite was produced by powder metallurgy. The reinforcing phase
(SiC) was surface coated by electroless nickel plating. The ceramic particles with inert surface had to be activated
by acidic pre-treatment or surface oxidation or palladium chloride activation before surface coating. The quality of
formed metal layer depends on the pre-treatment methods. The nickel layer of the silicon carbide particles and
matrix react together during the sintering, and Al x Ni y compound forms on the interface of AlCuSiMg-SiC. This compound
effects on the mechanical properties of the composite. In our research work the compressive yield point,
compressive strength and micro hardness were determined. The effect of the phase arrangement was studied
on the mechanical properties. The microstructure of the samples was examined by SEM, optical microscopy and
XRD.
keywords: Surface modification, Silicon carbide particles, Aluminium-nickel compounds, Powder Metallurgical
Composite
1.INTRODUCTION
To improve the interfacial bonding between the matrix and the reinforcing phase, the surface of the reinforcing
phase is coated with different metal layers. Mostly the particles are surface treated with copper [1-3] or nickel [4-6].
These metal layers can improve not only the interfacial bonding but the properties of the matrix. These metal layers
can be formed by different surface treating methods, for example by galvanization [7], mechanical alloying [8] or
electroless plating [9]. The last method can be used simply in a laboratory conditions and it provides equal layer
thickness, but the catalytic active surface is need to form the deposit. It is not simple to coat with metal the silicon
carbide particles. The surface of the silicon carbide particles must be activated before surface coating. Different
pre-treatment methods can be applied as a surface activation (Table 1), for example acidic pre-treatment, surface
oxidation or palladium chloride activation [10-11].
Table 1 The main parameters of the pre-treatment methods
Type of pre-treatment Chemical composition Applied parameters Mechanism
Acidic pre-treatment
Surface oxidation
Sodium hypophosphite
(NaH 2 PO 2 ∙H2O) 30 g/l
Lactic acid 98%
(CH 3 CH(OH)COOH) 20ml/l
In an air atmosphere in a
heat-treatment furnace
T=358K (85°C), 35
min.
At 1100°C for 3h
heat treatment,
oxidation
130
The development of a thin
hypophosphite layer can be
expected on the surface.
According to the Deal-Grove model,
a continuous, compact oxide layer
(SiO 2 ) develops on the surface of
ceramic particles.

Sensitization
Activation
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Stannous chloride
SnCl 2 15g/l
Hydrochloric acid
HCl (cc. 37%) 55cm3/l
PdCl 2 0,5 g/l
HCl (cc. 37%) 2ml/l
T= 298K (25°C),
t=10 min
T=298K (25°C),
t=25 min
131
Sn2+ ions adsorb on the surface of
silicon carbide particles.
The Sn2 + ions oxidize further
into Sn4 + ions on the surface of
sensitized particles, and the Pd2+
ions reduce to Pd0. Palladium
nuclei form on the surface of SiC
particles.
The applying of each pre-treatment method determines the quality of the developing deposit (Fig. 1). Particular
surface activation can be realized by the acidic pre-treatment method. Consequently, only one part of the surface
of the silicon carbide particles can be covered with metal layer. Mostly, nickel caps form on the edge of the ceramic
particles after the electroless nickel plating. Coherent silicon oxide layer develop on the surface of the SiC particles
after the surface oxidation. The oxide layer is able to activate the inert surface, so nickel nuclei with homogeneous
arrangement form on the surface of the substrate after the electroless nickel plating. Elemental palladium nuclei can
be created on the surface of the silicon carbide particles after the two steps activation process. These metal nuclei
work as nucleus forming places and they give the possibility to form continuous metal layer.
Figure 1. The SEM photos of the electroless nickel plated SiC particles [9]
a) Nickel cap formed on the edge of the SiC particles after the acidic pre-treatment and EN plating
b) Nickel nuclei with homogenous arrangement on the SiC particles after the surface oxidation and EN plating
(a) c) SiC particles electroless nickel plated (b) using palladium chloride activation (c)
Al x Ni y phases develop in the Al/SiC p composites using the surface treated reinforcing particles. In our research work
the surface treated ceramic particles were used as a reinforcing phase in the powder metallurgical composite. This
producing process is three steps. First the mixing of the powder (matrix and reinforcing phase), second the pressing
of the power mixture and third is the sintering of the green product. The matrix and the nickel layer of the silicon
carbide particles can react with each other due to the acceptable high temperature and long time of the sintering
and Al x Ni y phases form around the particles. The aim of our research work was to study aluminium-nickel phases
and to determine the mechanical properties of Al/SiC(Ni) p composites.
2. EXPERIMENTAL
2.1. Starting materials
The silicon carbide powder was chosen as a reinforcing phase. The powder was delivered by Saint Gobain Grains
& Powders. Particle size distribution was established by computer image analysis (Fig. 2). Specific surface was
determined by BET method. The powder is characterised by relatively low specific surface of S BET,77K =0.14 m 2 /g
which is confirmed by SEM observations (Fig. 3). The X-ray diffraction spectrum (Fig. 4) clearly show that the used
SiC powder is not homogenous in terms of phases content and its atomic stoichiometry (Mean atomic stoichiometry
is 54,38 atom% C; 45,62 atom% Si).
Aluminium based powder mixture signed as Alumix 123 was delivered by ECKA Granules. This powder was applied
as a matrix in the production of the composite samples. Except aluminium the powder mixture contains 4.5-wt%
Cu, 0.7-wt% Si, 0.5-wt% Mg and 1.5-wt% of Microwax C as a lubricant (Figure 5, a). The composition of the powder
makes the sintered products heat-treatable (Figure 5, b).

3. RESULTS
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 2. Particle size distribution of SiC powder Figure 3. SEM photomicrograph of SiC particles
Figure 4. XRD spectrum of SiC powder Figure 5. XRD Spectrum of Ecka granulate
a) before the sintering
b) after the sintering
According to the Al-Ni binary phase diagram (Fig. 6.) different compounds (Al 3 Ni, Al 3 Ni 2 , AlNi and AlNi 3 ) form during
the reaction of the nickel layer of the silicon carbide particle and the aluminium alloy matrix. The chemical composition
and arrangement of the Al x Ni y phases have a connection with the quality of the pre-treatment and the arrangement
of the pre-treatment layer. Namely, nickel deposit forms only such part of the particles, where the surface
of the particles was activated. So the arrangement of the nickel coating determines the arrangement of the Al x Ni y
phases formed during the sintering (Fig. 7.).
The hypophosphite layer sticking with weak adhesion covers the surface of the silicon carbide particles after the
acidic pre-treatment. This pre-treatment layer is not compact. The electroless nickel deposit is situated only on
the edge of the SiC particles. Al x Ni y phases can form in two places in the electroless nickel plated SiC particles
reinforced powder metallurgical composites (using acidic pre-treatment as a surface activation method). One part
Figure 6. Al-Ni binary diagram
132

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 7. The arrangement of the Al x Ni y phases in AlCuSiMg/SiC(Ni)p composites
a) using the acidic pre-treatment (AP-MMC)
b) using the surface oxidation (SO-MMC)
c) using the palladium chloride activation (PCA-MMC)
of the electroless nickel deposit is able to separate from the surface of the silicon carbide particles due to the
weak adhesion during the mixing and pressing of the powder mixture. These separated coating parts react with
the aluminium alloy and Al x Ni y phases can be formed far from the SiC particles (Fig. 7. a). The shape of the Al x Ni y
phases is like a reservoir. Otherwise, the deposit part sticking to the particles react with the matrix, consequently
Al x Ni y phases develop around the reinforcing particles. At the sintering temperature (575±5°C) AlNi phase with 50%
nickel concentration forms around the silicon carbide particles and AlNi 3 with 75% nickel concentration far from the
SiC particles [11].
Similar Al x Ni y phases can be created by applying of the surface oxidized and electroless nickel plated SiC particles
(SO-MMC). But the arrangement of Al x Ni y phases in the SO-MMC is different in the acidic pre-treated and EN plated
SiC reinforced composite (AP-MMC), because the compact oxide layer is situated on the full surface of the silicon
carbide particles. So the activation of the surface is more successful in SO-MMC than the earlier acidic pre-treatment.
The nickel nuclei formed on the surface of the SiC particles activated by surface oxidation do not separate,
so the above-mentioned nickel reservoirs is not able to develop in the matrix. The Al x Ni y phases are situated in an
island shape around the ceramic particles (Fig. 7. b). The full nickel quantity can be found near the silicon carbide
particles, so the AlNi 3 phase with high nickel concentration surrounds the reinforcing particles. As the nickel concentration
is different around the particles, so the thickness of the Al x Ni y yard too. Mostly, Al 3 Ni 2 phases with 40% nickel
concentration can be formed by the reaction of the matrix and nickel layer of the silicon carbide particles [11]. The
successful surface activation provides compact deposit in the case of the palladium chloride activation. When the
silicon carbide particles EN plated after palladium chloride activation is used as a reinforcing phase in the production
of the composites, the nickel concentration is equal around each particle. The nickel layer of the SiC particle
reacts with the aluminium alloy matrix and AlNi 3 and AlNi phases surround the ceramic particles (Fig. 7.c).
3.1 Mechanical properties of the Al x Ni y phases
Micro hardness (HV0.2) was measured on the AP-MMC composite samples (using the acidic pre-treatment for the
surface activation). The micro hardness (HV0.2) of the above-mentioned aluminium-nickel reservoirs was determined.
The results centre round two data, exactly 140 HV0.2 and 220 HV0.2. These hardness results advert to the
Al x Ni y phases with different nickel concentration. The
X-ray diffraction phase detection demonstrates the
different hardness data (Fig. 9.). The Al 3 Ni 2 phase
has less nickel concentration and lower hardness
than AlNi and AlNi 3 phases.
133
If the hardness of the aluminium alloy is collated with
the Al x Ni y phases (Fig. 8), it can be seen that the compounds
phase is very rigid. The Al x Ni y phases show
double higher hardness (152 HV0.2) than the matrix
(82 HV0.2). The Standard Deviation (51 HV0.2) is
three times higher than the matrix (17 HV0.2).
3.2 Compressive test of the AlCuSiMg/SiC(Ni)p
composites
The surface modified silicon carbide particles re-
Figure 8. Hardness of the matrix and Al Ni phases
x y inforced composite samples were studied by compressive
test. The aim of the examination was to determine
the effect of the rigid Al Ni phases on the compressive properties of the composite. The composite samples
x y

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 9. X-ray diffraction spectrum of the AlCuSiMg/SiC(Ni)p composite (using palladium chloride activation)
a) XRD specrtum of the composite b) XRD spectrum of the matrix powder mixture
were pressed by quenched steel plates with 5 tonnes load. The results of the compressive test (Fig. 10.) show that
the compressive properties of the composite are similar to the matrix, when the silicon carbide particles were pretreated
by acidic pre-treatment (AP-MMC) or without the surface modification (10SiC-MMC). The SO-MMC and
PCA-MMC samples have lower compressive properties than the AP-MMC samples. According to the results it can
be said that the Al x Ni y phases have the effect on the compressive properties in small extent.
4. CONCLUSION
The electroless nickel plated SiC reinforced aluminium alloy matrix composite was produced by powder metallurgy.
The electroless nickel layer of the particles and the
matrix react with each other during the sintering, and Al x Ni y
phases form in the interface of the reinforcing phase and the
matrix. The effect of the Al x Ni y phases was determined on
the compressive properties by compressive test. The results
showed that the formed compounds phases have effect on
the compressive strength in a small extent.
5. ACkNOWLEDGEMENT
This research was carried out as part of the TAMOP-
4.2.1.B-10/2/KONV-2010-0001 project with support by
the European Union, co-financed by the European Social
Fund.
6. REFERENCES
Figure 10. Results of the compressive test in the
case of AlCuSiMg/SiC(Ni) p composite
[1] Sone, M., Kobayakawa, K., Saitou, M., & Sato, Y. (2004). Electroless copper plating using FeII as a reducing
agent. Electrochimica Acta 49 , 233-238.
[2] Tian, Q.-h., & Guo, X.-y. (2010). Electroless copper plating on microcellar poliurethane foam. Trans. Nonferrous
Met. Soc. China 20 , 283-287.
[3] Zhao, H., Huang, Z., & Cui, J. (2008). Electroless plating of copper on AZ31 magnesium alloy substrates.
Microelectronic Engineering 85 , 253-258.
[4] Kretz, F. a. (2004). The electroless deposition of nickel on SiC particles for aluminum matrix composites.
Surface and CoatingsTechnology 180-181 , p575-579.
[5] Li, L., & An, M. (2008). Electroless nickel–phosphorus plating on SiCp/Al composite from acid bath with nickel
activation. Journal of Alloys and Compounds , 85–91.
[6] Li, L., An, M., & Wu, G. (2006). A new electroless nickel deposition technique to metallise SiCp/Al composites.
Surface & Coatings Technology , 5102 – 5112.
[7] Socha, R., Nowak, P., Laajalehto, K., & Väyrynen, J. (2004 ). Particle-electrode surface interaction during
nickel electrodeposition from suspensions containing SiC and SiO2 particles. Colloids and Surfaces A:
Physicochem. Eng. Aspects , 45-55.
[8] Arik, H. (2008). Effect of mechanical alloying process on mechanical properties of a-Si3N4 reinforced aluminum-based
composite materials. Materials and Design 29 , 1856–1861.
[8] Pázmán, J., Ferenczi, T., Török, T., & Gácsi, Z. (2008). Metal Matrix Composite with Electroless Nickel Plated
SiC. Euro PM2008 International Powder Metallurgy Congress & Exhibition, Conference Proceedings , 179-
184.
[9] Pázmán, J., Ferenczi, T., Gácsi, Z., & Török, T. (2008. október 8-12.). Improving the Interfacial Metal-Ceramics
Bond of Metal Matrix Composites with Electroless Nickel Plating. Gácsi Zoltán, Ankara, 5th International Powder
Metallurgy Conference , Törökország.
[10] Pázmán, J., Mádai, V., Tóth, J., & Gácsi, Z. (2009). Electroless Nickel Plating with Different Pre-treatments
on Silicon Carbide Particles. Euro PM2009 International Powder Metallurgy Congress & Exhibition;
Proceedings , 377-382.
[11] Pázmán, J., Mádai, V., Tóth, J., & Gácsi, Z. (2010). Effect of the interfacial phases on the mechanical properties
of Al/SiC(Ni)p composites. World PM 2010 (Proceedings Volume 4, 87-94;). Florence, Italy: EPMA.
134

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
PRODUCING OF STEEL CHIPS REINFORCED ALUMINUM COMPOSITES
WITH POWDER METALLURGY
Rashad GULUZADE*, Ahmet AVCI** and M. Turan DEMİRCİ***
*Selcuk University, Faculty of Engineering,
Department of Mechanical Engineering, 42075, Konya, Turkey, rguluzade@hotmail.com
** Selcuk University, Faculty of Engineering,
Department of Mechanical Engineering, 42075, Konya, Turkey, aavci@selcuk.edu.tr
*** Selcuk University, Faculty of Technology, Department of Metallurgical and Materials Engineering, 42075, Konya,
Turkey, turandemirci@selcuk.edu.tr
ABSTRACT
In this paper, recycling aluminum (Etial 65) and AISI 1040 steel chip composition were produced with powder
method. Aluminum and steel chip size were determined as 1000 µm. Steel chips were used as reinforcement into
aluminum chip matrix. AISI 1040 reinforcement were added into 20, 30, 40% wt. ratios. The process was performed
in following steps; granulation of chips (1000um screening apparatus used ), using zinc stearate as lubricating for
press molding (under 200MPa pressure), sintering process at 650 o C which contain new method for preventing
oxidation without vacuum and shielding gas. Compression test, hardness measurement were applied to ascertain
mechanical properties of composites. Compressive strength and hardness of the specimen with 40% of steel reinforcement
is highest in 650 o C sintering temperatures.
keywords: Recycling method, aluminum and steel chips, new sintering method
1. INTRODUCTION
Manufacturing sintered products technology by powder metallurgy method has been developed gradually in recent
years. Especially, when the recycling technologies for manufacturing have been progressed account of low material
sources, the using of waste products in metal industries come into prominences [1-3].
In metal industries, waste and scrap metals that were manufactured end of metal products processes are chips
and discards. These waste materials are reutilized by returning to smelters. However, during melting processes of
materials for recycling, many metals are lost due to occurring oxidation and costs of labor, energy and environmental
protection expenditures [4]. To overcome these disadvantages were mentioned on melting processes, there are
different ways of recycling metal chips, consisting in the direct conversion of chips into compact metal. One of them
contains granulation which gets from end of cutting process, then cold pressing and sintering processes. This type
of recycling can be applied to iron, copper, aluminum, to some extent to cast metals and their alloys [5].
In aluminum and aluminum-alloys melting process for recycling aluminum waste and scrap, approximately 10% of
it is burst and approximately 10% of it is lost on account of aluminum waste and scraps with the slag removed from
surface of the ladle [4-6]. The reason of substantial losses of aluminum and aluminum alloys waste and scraps during
conventional due to which it stays rather long on the surface of the molten aluminum and oxidizes intensively
[1]. Therefore, powder methodology contains cold pressing and sintering process can be used to overcome all
disadvantages of recycling of aluminum waste like chips were mentioned above. Aluminum chips especially were
derived machining operation. For cold pressing and sintering chips size and irregular elongated spiral shapes make
them unsuitable for is important to define the cold pressing conditions. For obtaining optimum size and shape of the
chips, they must be broken into to small pieces by milling processes.
Gronostajski et al. investigated new methods for the aluminum and aluminum alloy chips recycling and compared
conventional and direct methods [1]. Chmura at al. studied the recycling of aluminum and aluminum-bronze chips
135

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
as the use of bearing. Bearing composites were produced by the cold compaction and hot extrusion. End of production
processes of composite bearing samples, mechanical and tribological properties were determined and found
aluminum-based with aluminum bronze reinforcing phase have good frictional properties.[4-7]. Gronostajski et al.
in other study, used direct the recycling method which contains cold press molding and hot extrusion. As aluminum
alloys, they used Cu, Mg and W materials. As result of experiments, they determined that aluminum and it’s alloys
can be recycled by direct conversion method which characterized by low energy-consumption and large material
savings [2-3]. Gronostajski et al. investigated aluminum chips composites and used as a reinforcing phase the
FeCr powder. The reinforcement of FeCr showed very good mechanical properties at room and elevated temperatures
[5]. Gronostajki at al. in other study, they produced Al and ALMg2 alloy composites by using direct recycling
method from chips [3]. Abdizadeh et al. studied on aluminum-zircon composites by powder metallurgy method. The
cold pressed composites were sintered two different temperatures at 600 and 650 o C. Then produced composites
were carried out compressive and hardness tests. The best bonding temperature was obtained at 650 o C [8]. They
reached that adding zircon particulates increased mechanical properties of composites. Zhao et al. produced Al-
Ni composites by powder metallurgy and examined their mechanical properties such as microhardness, ultimate
tensile strength and elongation [9]. McKie et al. tried to find out mechanical properties of cubic boron nitride and
aluminum composites which were produced by powder methodology. In this methodology, they applied to high pressure
and high temperature sintering methods. End of experiments, they reached the important issues that the grain
sizes effected the bonding of materials [10]. Showaiter and Youseffi examined the mechanical properties of 6061 Al
and Pb, Ag and Sn added 6061 Al composites. They determined optimum sintering condition that was temperature
of at 620 o C and 1 h under pure nitrogen for compaction pressures of 340 and 510 MPa [11].
So far many researchers concentrated on studying powder materials such as Al, Cu etc and conventional sintering
conditions. However, waste materials in order to use recycling methodology have received little attention. The aim
of this work was to investigate the compaction, new sintering method and mechanical properties of composites
produced by aluminum chips and reinforcement materials of steel chips attained from manufacturing processes.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
2.1. Raw Materials
Etial 65 Aluminum chips were used as matrix and AISI 1040 steel chips were used as reinforcing phase. Chemical
properties of these chips were given in Table 1. At the beginning of study, size reduction processes by using a cutting
device and sieve shaker were applied to aluminum and steel chips that are waste materials. Then sizes of chips
were made smaller granular between 0.5 and 1 mm. Methyl alcohol was used to clean the chips from impurities and
cutting oils used as lubricants and coolant. Aluminum chips mixed with 30, 40, 50 wt% ratios of reinforcing phase
by mechanical stirrer for 15 min each (Table 2).
Table 1. Chemical composition of Etial 65 aluminum and AISI 1040 steel chips
Si (%) Fe(%) Cu(%) Mn(%) Mg(%) Al (%) C(%) P(%) S(%)
Etial 65 0.67 0.74 0.123 0.138 1.26 96.7
AISI 1040 0.2 - - 0.65 - - 0.4
0.04 0.2
2.2 Compaction and sintering
Table 2. Chips fraction used for this experiment.
AISI 1040 (wt) % Aluminum(wt) %
21 30 49 70
28 40 42 60
35 50 35 50
All mixture ratios given in Table 2 were pressed at
250 MPa by using cold press die which produced
in accordance with ASTM-B557. Zinc stearate
was used on the die wall and punches for lubrication
before compaction to reduce die wall frictional
effects. A single acting hydraulic press was used
for compaction.
Sintering characteristics were investigated in a
laboratory furnace in 650 o C and for 2 hours [8].
All composites were heated to sintering tempera-
136
Figure 1. Compaction
die for producing
compressive specimens.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
tures at the heating rate of 5 o C/min and furnace cooled to room temperature. Instead of pure nitrogen atmosphere,
sintering mold, molding sand and clay were used to prevent the oxidation of aluminum chips. In this new sintering
method, cold pressed composites put in sintering mold firstly. Secondly molding sand filled in mold and clay were
used to closed mold mouth finally. Molding sand provided to homogeneously heat to composites and prevented
oxidations. Funnel seen in fig. 2 deposited the gases were released from composites.
Figure 2. Sintering mold for compressive specimens.
Brinell hardness values of compressive specimens were measured on the polished surfaces of specimens using a
ball 5 mm diameter under a load of 250 kgf by holding 30 second [2-7]. For each specimens three hardness tests
on randomly selected regions were performed in order to eliminate the possible segregation effects and get a
representative value of the matrix material hardness. The compressive strength test was conducted in air at room
temperature according to ASTM-B557 and three specimens were tested each steel contents.
3. RESULTS
Increasing the weight of 1040 steel chips causes an increase in the density of specimens. The differences of
theoretical and sintered density of composites are very obvious, give in fig. 3. High sintering temperature provides
to the easier diffusion of atoms which helps the better ability of sintering the composites. Therefore the density of
composites reaches to a higher value [3-8].
Figure 3. Sintered density of composites.
The hardness of specimens has been tested with Brinell measure method. The results were presented at fig 4. The
hardness specimens increase by rising steel contents [8].
Figure 4. Hardness vs. steel contents.
137

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 5. Compressive strength of composites.
Compressive test were applied to three different composites and pure aluminum specimens and obtained measurement
results give in fig. 6. According to tests results, the increasing of steel contents were enhanced the strength
of composites. As it could be seen in the fig.6, compressive strength of the specimen with 40% of steel reinforcement
is highest in 650 o C sintering temperatures. This situation could be associated to the highest density of this
specimen among the others. When reinforcement steel chips increases in composites, the distance between them
decreases. Therefore movement of dislocations is harder because of providing more barriers and then, dislocations
pile up occurs. These phenomena bring to an end of decreasing in elongation [4]. Fig 6. shows the elongation of
composites.
Figure 6 Elongation of composites.
While the steel contents are increased, the composites become denser (fig. 4.) as well as inflexible so that the
elongations of composites are lower values [12].
4. CONCLUSIONS
In this study, compressive tests, density calculation and hardness test were performed according to
ASTM. Conclusions from present study are given below;
� With increasing steel chips contents in composites, the hardness of specimens increases to a maximum
value of 121 BHN.
o � 650 C sintering temperatures provide to increase the sintered density. High temperatures under melting
point for aluminum causes decrease in porosities of specimens and high temperatures cause better bonding
between aluminum and steel chips, thus this improves the mechanical properties of composites.
� Compressive strength enhances with increasing steel chips wt % contents. The maximum of compressive
strength is approximately 640 MPa which contains 40 wt% steel chips.
In addition to all explanations, As know that the steel reinforcement is increase the compressive strength but to improve
mechanical properties and decrease the porosity of composites, the cold pressing pressure can be increased
and the different sintering temperatures can be carried out to investigate the effects of sintering temperatures to
density, porosity and mechanical behavior.
5. ACkNOWLEDGEMENT
The authors would like to thank The Onallar Agricultural Machine Company for technical supports.
138

REFERENCES
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
1. Gronostajski J., Marciniak H., Matuszak A., “New methods of aluminum-alloy chips recycling”, journal of
Material Processing Technology, Vol:106, pp. 34-39, 2000.
2. Gronostajski J., Matuszak A., “The recycling of metals by plastic deformation: an example of recycling of aluminum
and its alloys chips”, journal of Materials Processing Technology, Vol: 92, pp. 35-41, 1999.
3. Gronostajski J, Z., Kaczmar J. W., Marciniak H., Matuszak A., “Production of composites from Al and AlMg2
alloy chips”, journal of Materials Processing Technology, Vol: 77, pp. 37-41. 1998.
4. Gronostajski J., Chmura W., Gronostajski Z., “Bearing materials obtained by recycling of aluminum and aluminum
bronze chips”, journal of Materials Processing Technology, Vol: 125, pp. 483-490, 2002.
5. Gronostajski J.Z., Marciniak H., Matuszak A., Samuel M., “Aluminium-ferro chromium produced by recycling of
chips”, journal of Material Processing Technology, Vol: 119, pp. 251-256, 2001.
6. Gronostajski J., Kaczmar J. W., Marciniak H., Matuszak A., “Direct recycling of aluminum chips into extruded
products”, journal of Materials Processing Technology, Vol: 64, pp. 149-156, 1997.
7. Chmura W., Gronostajski Z., “Bearing composites made from aluminum and aluminum bronze chips”, journal
of Material Processing Technoloogy, Vol: 178, pp.188-193, 2006.
8. Abdizadeh H., Ashuri M., Moghadam P. T., Nouribahadory A., Baharvandi H. R., “Improvement in physical and
mechanical properties of aluminum/zircon composites fabricated by powder metallurgy method”, Materials
and Design, Vol: 32, pp. 4417-4423, 2007.
9. Zhao B., Zhu C., Ma X., Zhao W., Tang H., Cai S., Qiao Z., “High strength Ni based composite reinforced by
solid solution W(Al) obtained by powder metallurgy”, Material Science and Engineering A, Vol: 456, pp.
337-343, 2007.
10. McKie A, Winzer J., Sigalas l., Hermann M., Weiler L., Rödel J., Can N., “Mechanical properties of cBN-Al
composite materials”, Ceramic International, Vol: 37, pp. 1-8, 2011.
11. Showaiter N., Youseffi M., “Compaction, sintering and mechanical properties of elemental 6061 Al powder with
and without sintering aids”, Material and Design, Vol: 29, 752-762, 2008.
12. Baron R. P., Wert J., Gerard A., Wawner F. E., “The prosessing and characterization of sintered metal-reinforced
aluminum matrix composites”, journal of Materials Science, Vol: 32, pp. 6435-6445, 1997.
139

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
INvESTIGATING THE MICROSTRUCTURE OF HOT PRESSED SiC
REINFORCED AlCu and AlSi ALLOY COMPOSITES
BY ULTRASONIC TECHNIqUE
Evren TAN * , C. Hakan GÜR * , Andrea SIMON ** and Zoltan GACSI **
* Middle East Technical University, Faculty of Engineering, Department of Metallurgical and Materials
Engineering, 06800, Ankara, Turkey etan@metu.edu.tr, chgur@metu.edu.tr
** Institute of Materials Sciences, Univ. of Miskolc, Miskolc-Egyetemvaros, Hungary
femandi@uni-miskolc.hu, femtangz@uni-miskolc.hu
ABSTRACT
Al matrix composites are utilized in high-tech structural and functional applications including aerospace, defence,
automotive industries. Among them particle reinforced ones are widely utilized since they show isotropic behaviour,
and can be formed using the traditional metal working practices. Several challenges must be overcome in order to
intensify their utilization such as parameters affecting the microstructural integrity including agglomerates need to
be understood more thoroughly, and there is a need for developing simple, economical and portable non-destructive
systems to control the product quality.
This study aims to understand the microstructure-ultrasonic velocity relationship in SiC p reinforced Al-alloy matrix
composites. Two specimen sets were fabricated by hot pressing of AlCu and AlSi powder mixtures containing
various amounts of SiC particles. The microstructures of the specimens were characterized by microscopy, X-ray
diffraction, hardness, and sound velocity measurements; and the results were correlated.
keywords: Aluminum alloy matrix composites, SiC reinforcement, Microstructure, Characterization, Ultrasonics
1. INTRODUCTION
Metal matrix composites (MMCs) show an ability to blend high strength and high modulus with ductility and toughness,
which leads to significant improvement in the performance of the composites over those of the metallic alloys.
Due to relatively inexpensive reinforcements and the processes resulting in reproducible microstructures and
properties, MMCs are being increasingly sought for a wide range of applications in the electronics, automotive and
aerospace industries.
Particle reinforced MMCs have been synthesized using a number of different techniques that include solid phase
processes, liquid phase processes and two phase (solid–liquid) processes [1]. In the case of powder metallurgy
method, powdered metal is blended with reinforcement particles, and then, densified by die pressing, canning, and
extrusion or canning and hipping.
The rate of increase in strength with volume fraction decreases beyond approximately 30–40 vol.% SiC. However,
ductility, fracture toughness, formability, and machinability tend to decrease in value with increasing levels of reinforcement
[2]. Strength clearly increases with reducing the particle size of the reinforcement. By reducing the
reinforcement size, the ability to perform a secondary deformation and machinability was also enhanced. Reinforcement
distribution is thought to be the major parameter influencing ductility and fracture toughness of the MMC, and
hence indirectly strength.
Mechanical properties and stress–strain behavior for several commercial Al-matrix composites, containing up to
40 vol.% discontinuous SiC whisker, nodule or particulate reinforcement were evaluated [3]. The particle size of
SiC and Al material has an important role. If the particle size ratio is high, the particle size of them is very different
and the smaller SiC particles can cluster among the bigger Al particles [4]. If the reinforcement distribution is not
140

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
homogeneous, then clusters develop and pores appear among them. These clusters usually function as initial place
for cracks. In the composites made via powder metallurgy route the reinforcement distribution homogeneity can be
affected by the particle size ratio. To improve the homogeneity reinforcements with bigger particle size can be used.
However, this leads to worse mechanical properties [5].
Propagation of ultrasonic waves is sensitive to the variations in the microstructure and mechanical properties.
Therefore, establishment of the correlations between microstructure and nondestructive evaluations could be useful
for process improvement and product quality control. It has been reported that the inhomogeneous distribution
of SiC whiskers in 7090 Al, that significantly degrades tensile and fracture toughness, is detectable by ultrasonic
measurement [6].
A theoretical model for the relationship between ultrasonic velocity and the microstructure has been established [7].
Multiple non-destructive techniques for determining the volume fractions of reinforcement in SiCp-reinforced 7091
Al-alloy matrix composites have been used [8]. Correlation of the ultrasonic velocity and specific surface area that
occur as a result of sintering for several oxide powder systems has been studied [9]. It has been reported that the
ultrasonic velocity increases with an increase in SiC content; however, it decreases owing to microporosity caused
by the segregation of SiC particles [10].
MMCs provide a challenge for conventional non-destructive evaluation methods because of their complex microstructural
characteristics. The primary objective of this research is to use a systematic approach directed towards
microstructure characterization of various SiCp-reinforced Al matrix composites.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
The compositions of powders used were given in Table 1. A hot press system composed of furnace, control unit
and a hydraulic press was used. Molykote P37 grease was applied on the die surfaces before placing the powder
samples for easy removal of the product.
Matrix
AlCu
ECKA Alumix 123
AlSi
ECKA Alumix 231
Table 1. Chemical composition of the powders
Element, wt% Mean
size µm
Cu Si Mg Zn Lubricant Al -
4.5 0.7 0.5 - 1.5 Bal. - 24
2.5 14 0.5 - 1.5 Bal. - 17
Reinforcement C SiO 2 Si Fe 2 O 3 Al 2 O 3 CaO SiC
SiC 0.08 0.15 0.04 0.015 0.004 0.003 Bal. 14
Production sequence starts with powder mixing at 70 rpm in a 100 ml container with ZrO 2 cylpeb balls for 1 h. The
mixed powders were poured in the die cavity which was previously placed in the furnace. While the system was being
heated, a pressure was applied on the die punch. Furnace and control unit was designed in such a manner that;
the process temperature could be reached in 2 hours, and stay at that temperature within ±5°C variation. After 10
minutes under 25 MPa pressing pressure at 527 o C for AlCu; 525 o C for AlSi composites, the furnace was turned off
and the die was removed. Sample densities were measured via Archimedes principle. To find the overall porosity;
theoretical densities of the composites were calculated from rule of mixtures.
Vickers HV30 indentation was performed on the sample surfaces, and average hardness values were calculated.
X-Ray measurements were carried out to identify the intermetallic phases. Sound velocities were measured by
establishing wave transmission through the thickness of samples produced. 0.5 MHz, 1 MHz, 2.25 MHz and 5 MHz
longitudinal and transverse wave probes were used.
3. RESULTS
Figure 1 shows the representative micrographs of the unreinforced and 30% SiC reinforced AlCu and AlSi alloy
samples. Phases found in the X-ray diffraction analysis were Al 2 Cu in the AlCu composites, Al 2 Cu and Mg 2 Si in the
AlSi composites. In none of the samples brittle Al 4 C 3 was not detected.
141

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 1. Selected SEM microstructures of the hot-pressed samples
The porosities were detected between SiC particles/clusters (irregular shape); at the Al-SiC interface (elongated
shape); and in the matrix (sphere-like/elongated shape). In AlCu samples no significant differences among the porosities
were observed in the specimens containing 10 and 20% SiC. However, porosity content increased clearly
in the sample with 30% SiC although it did not reach the quantity detectable in the matrix. The distribution of SiC
seems to be the most uniform in the specimen containing 10% SiC; the SiC particles group in a greater extent at
the Al-boundaries in the other two specimen. The pores are distributed randomly – there is not any typical appearance.
In the AlSi alloy specimens containing 10 and 20% SiC, porosity can be neglected. The extent of porosity increases
significantly in the specimen containing 30% SiC. While the presence of porosity can mainly be due to the eutectic
in the first two composites, it appears in the vicinity of SiC groups in the specimen containing a high quantity of SiC
(it can be caused by the preparing of powders i.e. their improper mixing). Figure 2 shows that the hardness of the
composite increases with increasing % SiC. Reinforcement is more effective for strengthening of AlSi composites
than AlCu ones.
142
Figure 2. Macrohardness
(HV30) of the samples

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Reinforcement content is an important factor controlling the strength of Al–SiC composites. It is known that for a
given matrix alloy and reinforcement, the yield and ultimate tensile strengths generally increase with increasing
reinforcement content, and a similar increase is expected for the stiffness of the composite [2,3].
Sound velocity measurement results are tabulated in Table 3. Figure 3 shows the variation of longitudinal and
transversal wave velocities with respect to the amount of SiC. The velocity of ultrasonic wave propagating in an
inhomogeneous medium depends upon the overall effective stiffness and density of the medium. The SiC is much
stiffer than the Al matrix while its density is comparable to that of the matrix. When SiC content increases, the stiffness
and the elastic modulus increases. Thus, ultrasonic waves propagate faster in the SiC reinforced Al MMCs
than in those without reinforcement, and the propagation rate of the wave increases with increasing amount of SiC
reinforcement.
Set
AlCu
AlSi
Table 3. Velocities of longitudinal and transversal waves
SiC
(wt.%)
ρtheoretical ρmeasured v (m/sec) L v (m/sec)
T
0 2,78 2,56 3819 2660
10 2,81 2,65 5147 2986
20 2,85 2,80 6788 3566
30 2,89 2,85 7246 3719
0 2,68 2,39 3268 2185
10 2,72 2,40 3770 2858
20 2,77 2,60 6443 3605
30 2,82 2,77 7385 4086
Figure 3. Changes in the velocities of longitudinal and transverse waves with %SiC
143

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
It has been observed that the velocity of longitudinal waves increases with increasing amount of SiC p with a corresponding
increase in the density. Due to the inverse relation between velocity and density, the increase in the velocity
of the longitudinal wave must be related to increasing elastic moduli rather than increasing density. However, the
amount of the increase in both velocity and density is less than the theoretical values. It appears that the ultrasonic
velocities, that are lower than the theoretical values, are probably due to the higher amount of residual pores.
Microporosities in the specimens may affect the ultrasonic velocity. A relationship has been reported in the literature
where the ultrasonic velocity varies as a function of pore volume fraction [11,12].
V L / V L,0 = 1 – a P
where V L and V L,0 are the longitudinal ultrasonic velocity in porous and non-porous material, P is the pore volume
fraction and a is constant.
Figure 4. Changes in the longitudinal velocity with pore volume fraction (P)
Figure 4 shows the variation of longitudinal wave velocities with respect to pore volume fraction. It was observed
that for AlCu composites, effect of porosity on longitudinal ultrasonic sound velocity could be easily fit to the linear
function with a being 6.33. But for the AlSi composite case, a deviation from the linear function was found which
shows that variation in the retained porosities was not enough to explain the change in ultrasonic sound velocity
change. It was thought that for AlSi composites the density difference (16%) between reinforcement (3.21 g/cm 3 )
and matrix (2.68 g/cm 3 ) could be the another parameter that should be taken into account.
4. CONCLUSIONS
This study aimed to understand the microstructure-ultrasonic velocity relationship in SiC reinforced Al-alloy matrix
p
composites. Two specimen sets were fabricated by hot pressing of AlCu and AlSi powder mixtures containing various
amounts of SiC particles. The following conclusions can be drawn from the results of this study:
• Hardness increases with increasing SiC content.
• For a given particle size combination, the velocity of ultrasonic longitudinal waves increases with increasing
reinforcement content.
• The propagation rate of the ultrasonic waves is affected by porosity in the matrix.
• Ultrasonic velocity measurement seems to be a promising technique for quality and process control purposes
in the fabrication of SiCp-reinforced Al-alloy MMCs.
Acknowledgements
Financial support of Turkish-Hungarian project (TÜBİTAK 106M328) is greatly acknowledged. Authors take this opportunity
of thanking ECKA and Norton AS for providing Al and SiC powders.
REFERENCES
1. Lloyd, D.J., “Particle Reinforced Aluminum and Magnesium Matrix Composites”, International Materials Review,
Vol. 39, pp. 1-22, 1994.
2. Begg, A.R., “Metal matrix composites by powder metallurgy”, Powder Metallurgy, Vol. 36, pp.107-110,
1991.
144

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3. McDanels, D.L., “Analysis of stress-strain, fracture and ductility behaviour of aluminium matrix composites
containing discontinuous silicon carbide reinforcement”, Metallurgical Transactions A, Vol. 16, pp. 1105-
1115, 1985.
4. Bhanu Prasad, V.V., B. Bhat, V. R., Ramakrishnan, P., Mahajan Y.R., “Clustering probability maps for private
metal matrix composites”, Scripta Materialia, Vol. 43, pp. 835-840, 2000.
5. Slipenyuk, A., Kuprin, V., Milman, Yu., Spowart, J.E., Miracle, D.B., “The effect of matrix to reinforcement particle
size ratio (PSR) on the microstructure and mechanical properties of a P/M processed AlCuMn/SiCp MMC”,
Material Science and Engineering A, Vol. 381, pp. 165-170, 2004.
6. Mott, G., Liaw, P.K., “Correlation of Mechanical and Ultrasonic Properties of Al-SiC Metal Matrix Composite”,
Metallurgical Transactions A, Vol. 19, pp. 2233-2246, 1988.
7. Lu, Y., Liaw, P.K., “Effects of Particle Orientation in SiC Particulate Reinforced Aluminium Matrix Composite
Extrusions on Ultrasonic Velocity Measurement”, journal of Composite Materials, Vol. 29, pp.1096-1115,
1995.
8. Jeong, H., “Multiple NDE Techniques for the Measurement of Constituent Volume Fractions in Metal Matrix
Composites”, Research in Non-Destructive Evaluation, Vol. 9, pp. 41-57, 1998.
9. Martin, L.P., Nagle, D., Rosen, M., “Effect of Particle Size Distribution upon Specific Surface Area and Ultrasonic
Velocity in Sintered Ceramic Powders”, Material Science and Engineering A Vol. 246, pp. 151-160,
1998.
10. Gür, C.H., “Investigation of Microstructure–Ultrasonic Velocity Relationship in SiC -reinforced Aluminium Metal
p
Matrix Composites”, Material Science and Engineering A, Vol. 361, pp. 29-35, 2003.
11. Mukhopadhyay A.K., Phani, K.K., “An analysis of Microstructural Parameters in the Minimum Contact Area
Model for Ultrasonic Velocity - Porosity Relation”, journal of European Ceramic Society, Vol. 20, pp. 29-38,
2000.
12. Kumar N., Panakkal, J.P., “Analysis of Ultrasonic Velocity-Porosity Data in Polycrystalline Materials using
Rotation-Iteration Technique”, journal of Materials Science, Vol. 34, pp. 4811-4814, 1999.
145

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
THE EFFECT OF PROCESS PARAMETERS ON MECHANICAL AND DRY
WEAR BEHAvIOUR OF ALUMINIUM COMPOSITE
Yusuf ŞAHİN * , Kerim Emre ÖKSÜZ **
* Gazi University, Faculty of Technology, Department of Manufacturing Engineering, Beşevler-06500, Ankara,
Turkey, ysahin@gazi.edu.tr
** Cumhuriyet University, Faculty of Engineering, Department of Metallurgical and Materials Engineering, 58140,
Sivas, Turkey, emre.oksuz@cumhuriyet.edu.tr
ABSTRACT
Al 2 O 3 particle-reinforced Aluminium composites were prepared by powder metallurgy (PM) method under different
temperatures and times. Wear behaviour of Al-Al 2 O 3 reinforced composites were tested under dry conditions using
a pin-on-disc wear rig. Pure Al of average particle size of 45 µm was reinforced with 10wt. %Al 2 O 3 with average
particle sizes of 20 and 3 μm. SEM examination showed a nearly uniform distribution of the Al 2 O 3 particles within the
matrix. Improvements of hardness in comparison to matrix for 550°C, 610°C were achieved at about 44.52%, 50%,
respectively. These improvements were reached up to 62.6% at 120 min sintering time. Moreover, the wear rate of
the composites increased with increasing all applied loads, but wear rate decreased with increasing particle size.
keywords: Al matrix Al 2 O 3 particle, metal matrix composite, powder metallurgy, wear
1. INTRODUCTION
Metal matrix composites (MMCs) are relatively new class of advanced engineering materials characterized by
higher stiffness and hardness, lighter weight and greater wear resistance than those of conventional materials [1].
The reinforcing particles in the MMCs protect the matrix surface against destructive action of abrasive wear. In
producing MMCs; thus, C, SiC, TiC, B and Al 2 O 3 in the form of continuous fibres, chopped fibres or whiskers and
particulates have been used as reinforcement materials, whereas, aluminium, magnesium, titanium and their alloys
have been used as matrix alloys [2]. The most commonly employed MMCs consists of aluminium alloy reinforced
with hard ceramic particles, as stated above. The MMCs can be produced through a number of routes including
casting and powder metallurgy (PM) including mechanical alloying (MA) [3-9, 10-13]. Some of the difficulties of
producing the MMCs using conventional casting method is to obtain non-uniform microstructures and particle
clustering [14, 15]. The PM routes like densification of mixtures of metal and ceramic powders or of composite
powders made by mechanical processing, followed by pressure and sintering. The PM is simple method and exhibit
excellent finished performance [16, 17]. MMCs, therefore, have been used for the automobile components such as
engine piston, brake drums, cylinder blocks, drive shaft, but they are also used in structural applications such as
helicopter parts, rotor vanes in compressors in aerospace industry [4, 18, and 19]. There have been a number of
studies on the fabrication of Al matrix composites. However, there are a few reports on wear behaviour of Al 2 O 3 /Al
composites with the effect of particle sizes at lower stress [2, 6, 15-16]. The purpose of the current study, therefore,
is to produce MMCs with different particle sizes by PM method, evaluate the effect of particle sizes and load on the
dry wear behaviour of MMCs.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
2.1. Materials
Pure aluminium (Al) was fabricated by powder metallurgy as an unreinforced material. In order to produce Al 2 O 3 -
Al based composites, commercial aluminium powders with an average particle size of 45 µm with 99.5% purity
and various particle sizes of Al 2 O 3 powders have been provided from Akyol Turkish Company in Istanbul. For
manufacturing MMCs, the average particle sizes of 22 µm, 3 µm was evaluated, hereafter denoted as 22 µm- Al 2 O 3 /
146

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Al composite, 3 µm-Al 2 O 3 /Al composite containing 10 weight fractions of Al 2 O 3 particles. The mixtures of alloyed
powders were uniaxially cold compacted using a cylindrical die of 6.5 mm diameter and 20 mm height at a pressure
of 650 MPa. The compacts were then sintered in a pipe type of furnace under a control of argon gas. The mixed
powders were sintered at 550°C, 610°C for 45 min and 120 min. A similar subsequent experiment was conducted
for the development of Al powder specimens-only for comparison purposes.
Hardness’s of composites and matrix were measured by Vickers hardness method by applying 30kgf load after
polishing to a 3 μm finish. Five samples were averaged at least.
A pin-on-disc type of apparatus was employed to evaluate the wear characteristics of MMCs and matrix. The
counter surface material,which was heat-treated to give a surface hardness of 59-63 HRC. The composite bars
were in the form of cylindrical shapes. The pin was then mounted in a steel holder in the wear machine so that it was
held firmly perpendicular to that of flat surface of the rotating counter disc when tested. The samples were loaded
against the hardened steel disc with the help of a cantilever mechanism. In the tests; normal load on the pin was
variable at a constant sliding speed of 1 m s -1 .
3. RESULTS AND DISCUSSION
3.1 Microstructure
Fig.1 shows the SEM micrographs of pure Al matrix and its composites reinforced with a 10 wt. % of Al 2 O 3
composites with various particle sizes. Grain boundary can be seen in the pure Al matrix (Fig.1a). The darker region
in the microstructure is essentially Al 2 O 3 particles. The distributions of Al 2 O 3 particles in these composites seem
to be uniform. With the increment in the amount of particles, the size of a-Al phase or grain boundary decreases
progressively. There are no agglomerations and porosity in this micrograph because of increased the pressure (see
Fig.1b). Grain growth during sintering changes the configuration of the grain boundaries relative to pores and thus
may markedly influence the shrinkage rate. The addition of Al 2 O 3 particles will increase the sintering rate if they
increase diffusion rates, but they may also increase sintering rates by impeding grain-boundary movement. The
grain growth might proceed via solid-state atomic diffusion. The relatively homogenous microstructure leads to the
highest hardness in Fig.2.
a) C b) C 1
3
Fig.1. Typical SEM micrographs of pure Aluminium matrix and its 10wt. % Al O reinforced Al composite,
2 3
sintered at 550oC for 45 min. a) Pure aluminium (C ), b) 20 μm-10wt. % Al O /Al composite, indicating
1 2 3
distributions of Al O particles in the matrix (C ).
2 3 3
3.2 Hardness of The Composite
Hardness’s of composites produced at different temperatures and times were measured by taking at least 5
samples. The results showed that hardness increased with increasing temperature, as shown in Fig.2. This 600°C
temperature promotes additional particle to particle bonding and more complete alloying because of higher diffusion
rates. On the other hand, it is necessary to reduce the oxides of these elements in order to promote bonding of
particles. However, sintering time is found to be more effective than that of the because of mechanism of neck
formation and neck growth of powders (Table 1).
Moreover, the hardness of the MMCs increased with increasing the size of particles (Fig.2). The achievement
of wettability of these materials decreased for 3µm-Al 2 O 3 reinforced composite than that of the 20µm-reinforced
composite although the degree of liquid phase formation increases with temperature.
147

Material’s type
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Table 1. The results of hardness of metal matrix composite.
Hardness at
550°C(HB1)
148
Sintering times
45min 120min
Hardness at
610°C(HB1)
Hardness at
550°C(HB1)
Al matrix (C1) 26.5 28 30 31.3
Al-3µm-10wt.% Al 2 O 3
reinforced MMCs (C2)
Al-20µm-10wt.% Al 2 O 3
reinforced MMCs (C3)
a) (b)
3.3. Wear Behaviour
The average volumetric wear rate of Al/Al 2 O 3
reinforced composites are determined, and
are illustrated graphically in Fig.3 as a function
of different load. It is found that the wear loss
of the composites increase sharply with all
applied for both materials. The composite
shows a lower wear rate than that of the matrix
at lower loads due to increased hardness of
the samples (see Table 1). This is a good
agreement with previous studies on wear of
metal matrix composite by Lim et al. [13], and
Kumar et al. [17]. Furthermore, lower sizes
of particles in the MMCs give the highest
wear loss because small SiC particles in the
composite are more easily pulled-out from the
matrix, compare with higher sizes of particles.
As the Al 2 O 3 particles size increases from 3
μm to 20 μm in a fixed sliding distance, the
composite’s wear rate tested at an average
load decreases to 52%. On the worn surfaces,
reddish-brown coloured transfer layers are
observed by naked eye. This layer may be
contained constituents from the counter face
like Fe, Si and Cr, which is Fe rich layer. It acts
as a solid lubricant and prevents direct contact
between the composites and counter face
during wear testing [23, 25]. However, there
31.8 32.1 35.2 36.5
38.3 42 46 50.9
Hardness at
610°C(HB1)
Fig.2. Variation
of hardness as a
function of type
of materials for Al
matrix and its 10wt.
% Al 2 O 3 reinforced Al
composite.
a) Sintering time of
45min,
b) Sintering time of
120min
Fig.3. Variation of average volumetric wear rate as a function
of applied load for 10wt. % Al 2 O 3 reinforced Al composite,
sintered at 550°C and 45 min.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
are more conflicting reports on these issues. For example, some researcher’s show that the wear resistance of
Al 2 O 3 or SiCp reinforced composites increases with increasing particle sizes and/or volume fraction of particles
[21-24]. On the contrary, other people report that the smaller sizes of particles lead to the more wear resistant
composites [26, 27].
4. CONCLUSIONS
The effects of particle size, applied load on the mechanical and dry wear behaviour of composites were
investigated.
1. Aluminium composites containing various particle sizes with 10wt. % Al2O
particles were produced successfully
3
using PM method. SEM observation of the microstructure showed that homogenous distributions of Al O particles
2 3
in the pure matrix seemed to be dominant.
2. Hardness of the composite sintered at 550°C increased with increasing the size of particle in the matrix, average
hardness increased by approximately % 44.5 compared to unreinforced matrixes.
3. It was found that the composite’s wear rate decreased to 52% as the Al O particle size increased from 3 µm to
2 3
20 μm in a fixed distance.
REFERENCES
1. Das, S., Mondal, D.P, Dixit, G., “Correlation of abrasive wear with microstructure and mechanical properties of
pressure die-cast aluminium hard-particle composite”, Metal. Mater. Transact., p. 633, 32A, 2001.
2. Zhang, Z.F., Zhang L.C., Mai, Y.W., “Particle effects on friction and wear of aluminium matrix composites”, j.
Mater. Sci., p.1999, 30 A, 1995.
3. Singh, M., Jha, A.K., Das, S., Yegneswaran, A.H., “Preparation and properties of cast aluminium alloy-granite
particle composites”, j. Mater. Sci., p.4421, 35, 2000.
4. Mandal, D.P., Das, S., “High stress wear behaviour of aluminium hard particle composites effect of experimental
parameters, particle size and volume fraction”, Tribol. Inter., p.461, 39-6 2006.
5. Zhiqiang, S., Di, Z., Guobin, L., “Evaluation of dry sliding wear behaviour of silicon particles reinforced aluminium
matrix composites”, Mater. Des. p.454, 26, 2005.
6. Bindumadhavan, P.N., Wah, H.K., Prabhakar, O., “Dual particle size (DPS) composites effect on wear and
mechanical properties of particulate metal matrix composites”, Wear. , p.112, 248, 2001.
7. Sahin, Y., “Preparation and some properties of SiCp reinforced composites”,
Mater.&Des., p.671, 24, 2003.
8. Mandal, D., Dutta, B.K., Panigrahi, S.C., “Effect of wt.% reinforcement on microstructure and mechanical
properties of Al-2Mg base short steel fiber composites”, j.Mater. Process. Tech., p.195,198, 2008.
9. Venkataraman, B., Sundararajan, G., “Correlation between the characteristics of the mechanically mixed layer
and wear behaviour of aluminium, Al-7075 alloy and Al-MMCs”, Wear. 22-38., p. 245, 2000.
10. Min, K.H., Lee, B.H., Chang, S.Y., Kim, Y.D., “Mechanical properties of sintered 7xxx series Al/SiC composites”,
Mater. Lett., p.2544, 61, 2007,
11. Zebarjad, S.M., Sajjadi, S.A., “Microstructure evaluation of Al-Al 2 O 3 composites produced by mechanical alloying
method”, Mater. Des., p.684, 27,2006.
12. Zhang, J.T., Sheng, L., Liu, Zhai, P.C., Fu, Z.Y., Zhang, Q.J., “Influence of heat treatment on interface of Cu/Al
bimetal composite fabricated by cold Rolling”, Mater.Lett., p.443, 62, 2008.
13. Lim, C.Y.H., Lim, S.C., Gupta, M., “Wear behaviour of SiC p -reinforced magnesium matrix composites”, Wear,
p. 629-637, 255, 2003.
14. Wang, H., Zhang, R., Hu, X., Wang, C.A., Huang, Y., “Characterization of a powder metallurgy SiC/Cu-Al
composite”, j. Mater. Procesess.Tech., p.43, 197, 2008.
15. Wan, D.T., Hu, C.F., Bao, Y.W., Zhou, Y.C., “Effect of SiC particles on the friction and wear behavior of Ti 3 Si(Al)
C 2 composites”, Wear, p. 826, 262, 2007.
149

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
16. Rahimian, M., Parvin, N., Ehsani, N., “Investigation of particle size and amount of alumina on microstructure
and mechanical properties of Al matrix composite made by powder metallurgy”, Mater. Sci. Eng., p.1031, A527,
(4-5), 2009.
17. Kumar, A., Mondal, Chandra Rao, B.S.S., Kumar, S., “Wear behaviour of AE42+20% saffil Mg-MMC”, Tribol.
Inter., p.290, 40, 2007.
18. Shorowordi, K.M., Laoui, T., Haseeb, A.S.M.A., Celis, J.P., Froyen, L., “Microstructure and interface
characteristics of B 4 C, SiC and Al 2 O 3 reinforced Al matrix composites a comparative study”, j.Mater. Process.
Tech., p.738, 142,2003.
19. Mondal, A., Murty, B.S., Chakraborty, M., “Effect of TiB2 particles on sliding wear of composite”, Wear, p. 865-
872, 266, 2009.
20. Kiourtsidis, G.E., Skolianos, S.M., “Wear behavior of composites or of artificially aged AA2024/40 μm SiCp
composites in comparison with conventionally wear resistant ferrous materials”, Wear, p. 946, 253, 2002.
21. Deuis, R.L., Subramanian, C., Yellup, J.M., “Dry wear of composites”, A review, Comp. Sci.Technol., p.413,
57, 1997.
22. Sharma, S.C., Girish, B.M., Somashekar, D.R., Satish, B.M., Kamath, R., “The study process and wear behaviors
in powder sintering 6061 Aluminum alloy composites”, Wear, p.89, 224 1999.
23. Ahlatcı, H., Koçer, T., Candan, E., Çimenoglu, H., “Wear behaviour of Al /(Al 2 O 3 p +SiCp ) hybrid composites”,
Tribol. Inter., p.213, 39, 2006.
24. Angers,R., Krisnadev, M.R., Tremblay, R., Corriveau, J.F., Dube, D., “Characterization of SiC p /2024 aluminum
alloy composites prepared by mechanical processing in a low energy ball mill”, Mater.Sci.Eng., p.9, A262,1999.
25. Belmonte, M., Nieto, M.I., Osendi, M.I., Miranzo, P., “Influence of the SiC grain size on the wear behaviour of
Al 2 O 3 /SiC composites”, j.European Soc., p.1273, 26, 2006.
26. Straffeline G., “Experimental observations of subsurface damage and oxidative
wear in Al-based metal–matrix composites”, Wear, p.216, 245, 2000.
27. Sheu, S.Y., Lin, S.J., “Particle size effect on the abrasion wear of 20 vol. %
SiCp/7075 Al composites”, Scr. Mater., p.1271,11, 1996.
150

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
WEAR STUDIES ON DIAMOND-REINFORCED Fe-Co BASED METAL
MATRIX COMPOSITES
Kerim Emre ÖKSÜZ * , Mehmet ŞİMŞİR * and Yusuf ŞAHİN **
* Cumhuriyet University, Faculty of Engineering, Department of Metallurgical and Materials Engineer-
ing, 58140, Sivas, Turkey, emre.oksuz@cumhuriyet.edu.tr
* Cumhuriyet University, Faculty of Engineering, Department of Metallurgical and Materials Engineer-
ing, 58140, Sivas, Turkey, msimsir@cumhuriyet.edu.tr
** Gazi University, Faculty of Technology, Department of Manufacturing Engineering, Beşevler-06500,
Ankara, Turkey, ysahin@gazi.edu.tr
ABSTRACT
Abrasive wear behaviour of diamond-reinforced Fe-Co composites produced using hot pressing method
was studied using a pin-on-disc wear rig where the samples slid against different SiC abrasives. Effects
of wear parameters like, abrasive size, load, sliding time and hardness on weight loss were investigated.
A plan of experiments in terms of Taguchi techniques was performed to acquire data in controlled way.
An orthogonal array and analysis of variance were employed to investigate the influence of process
parameters on the wear of composites. Furthermore, the confirmation of experiment was conducted to
verify the optimal testing parameters. The experimental results showed that the hardness was the major
parameter on the abrasive wear, followed by the applied load while the sliding time was found to have
a neglecting effect.
Key words: Fe-Co based matrix; Diamond; Powder metallurgy; Orthogonal Array; Taguchi method;
Wear; Analysis of Variance
1. INTRODUCTION
Diamond tools are widely used for sawing, drilling and grinding materials like stone, concrete and ceramics
since the extreme hardness of diamond and strength of the diamond / matrix combinations [1].
The choice of the matrix material that bonds the diamond is vital to the eventual lifespan of these high
performance tools. The matrix used in the most diamond tool is a cobalt alloy since it combines with
diamond grits good chemical compatibility at the processing temperature. However, the price of Co is
subjected to great variations [2, 3]. It is the main reason behind efforts to replace Co with other metals
such as Co-bronze, Fe-bronze, Tin-Co, Fe-Co-Cu and Ni based materials [4-6]. In order to make sound
products of the diamond reinforced alloy, it is needed to select the composition of the alloy matrix, its
size, concentration of diamond grits, width and depth of ditches or diameter and depth of cell, location of
ditches and cells in a product [7-12]. On the other hand, in any process, a trial-and-error approach is an
expensive and time consuming way [13]. Therefore, several mathematical models based on statistical
regression techniques have been constructed to select the proper cutting or testing conditions [14-18].
The Taguchi’s design can simplify by expending the application of the traditional experimental designs
like full factorial or fractional factorial design to the use of orthogonal array [19-28].
The most of the study has been focused on processing and mechanical properties of hard and diamond
materials [1, 3-12]. However, no works related to abrasive wear properties of diamond reinforced metal
matrix composites by experimentally has been reported. The aim of the present study is, thus, to investigate
the wear behaviour of diamond-reinforced composites based on the Taguchi method. Furthermore,
the analysis of variance is employed to investigate the wear behaviour of metal matrix composites under
different conditions.
151

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2. TAGUCHI TECHNIQUE
Taguchi technique is a powerful tool for the design of the high quality system [18, 24]. To achieve desirable
product quality by design, Taguchi recommends a three stage process such as system design, parametric
design and tolerance design [25]. System design focuses on determining the suitable working
levels of design factors. It includes designing and testing a system based on the engineer’s judgement
of selected materials, parts and nominal process parameters. Parametric design seeks to determine
the factor levels that produce the best performance of the product/process. The optimum condition is
selected so that the influence of the uncontrolled factors (noises) causes minimum variation of the system
performance. Tolerance design is used to fine tune the results of parameter design by tighting the
tolerance of factors with significant influence on the product [26].
The most important stage in the plan of experiment is selection of factors. The data collected from all
the experiments in the set are analyzed to determine the effect of various design parameters, which is
accomplished with the aid of orthogonal arrays [19, 21]. Taguchi recommends the use of the criteria he
call “Signal-to-Noise (S/N)-ratios” as performance statistics. The change in the quality characteristic
of a product in response to a factor introduced in the experimental design is the ‘signal’ of the desired
effect. The effect of external factor (uncontrollable factors) on the outcome of the quality characteristic
under the test is termed ‘noise’. The S/N ratio measures the sensitivity of the quality characteristic being
investigated in a controlled manner. A high value of S/N implies that signal is much higher than the
random effect of noise factors [26, 27].
3. EXPERIMENTAL STUDY
Fe-Co based diamond reinforced composites were produced by hot pressing method. Diamonds were
used as reinforcement in the production of metal matrix composite while Co metal was a binder with
a good wet ability. Fe is also used as a filling material because of its lower-cost. The concentration of
diamond in the composite is kept constant as 20. The composites with various compositions [Fe-(15-35-
55wt. %Co)-bronze 10 wt. %-diamond 20 conc. –with and without B 4 C powder (0.15 g)] were prepared.
Polycrystalline diamond grits of −40/+50 mesh (LS4750+, LANDS), a carbonyl iron powder with an
average particle less than 75 μm (Baymet Metal Industry Inc.), a cobalt powder with an average particle
size of 400 mesh (Umicore), a bronze powder with 85/15 mesh (Pometon), and a B 4 C (H.C. Starck)
powder with average particle size less than 10μm were selected as the starting materials for this study.
In the production of composites, Fe-Co-bronze-diamond- was blended in T2 turbula mixture at about 45
min. The mixture per composition was put in carbon moulds 24X10X10 mm dimension were cold compacted,
and then hot zone was evacuated to remove the air from the chamber atmosphere, and sintered
by hot pressing of Fritsch DSP 510 type machine under nitrogen atmosphere. The sintering temperature
was about 900 o C under a compression of 25 MPa. Total sintering time was about 15 min. Three types
of samples were produced by this process, which is called as C1 (75Fe-15Co-10bronze-diamond), C3
(55Fe-35Co-10bronze-diamond), C5 (35Fe-55Co-10bronze-diamond) code.
A typical micrograph of MMC including diamond particles was examined by SEM microscopy. Macro
hardness tests, hardness Rockwell B, were carried out under 100 kgf in three samples for each composition
and average of hardness values were calculated and presented.
3.1. Wear Tests
A pin-on-disc type of apparatus was employed to evaluate the wear characteristics of MMCs (Fig.1).
The counter surface material for the wear testing was a BS970 534A99 steel disc 160 mm diameter by
12 mm thick, which was heat-treated to give a surface hardness of 59-63 RC. The composite bars were
produced in the form of square shapes. The wear pin specimens made from MMCs are approximately
10X10 mm in dimension and 24 mm in length, too short to fit into a standard wear machine. To form a pin
necessary length the cylinders were bonded to a 60 mm long steel extension pin of the same diameter
using an epoxy adhesive, with a brass sleeve fitted over the joint for extra strength. The samples were
loaded against the hardened steel disc with the help of a cantilever mechanism. The specimens experienced
to continuous motion in pre-determined time to complete the certain travel distances.
Wear tests were carried out at room temperature without lubrication at different times. In wear tests;
normal loads on the pin were 5, 15 and 25 N at a constant sliding speed of 1 m s -1 . Each test was performed
with a fresh SiC papers 400 grits and 180 grits, which is corresponds to ~18μm and ~70 μm,
152

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
respectively. The track radius has been kept at 90 mm in length. The width of the wear track was 6.5
mm. The track radius was measured to be the distance between the centre of the disc and the central
point of the track. A systematic view of the test procedure is shown in Fig. 1. The specimen surfaces
were ground well prior to initiating the wear tests and subjected to few runs against the counter surface
at different loads for establishing intimate contact between the two matting surfaces. All the samples
and the disc surface were cleaned by acetone and then dried under ambient condition prior to and after
tests. It was repeated for three times at least. Detail of the wear machine and wear process were given
in previous study [14].
3.2. Plan Experiments
The experiment was carried out to analyze the influence of testing parameters on weight loss of metal
matrix composites. In the present investigation, a standard Taguchi experimental plan with L18 (2 1 X3 7 )
was chosen. The wear parameters chosen were abrasive size, materials hardness, load, sliding time
and their levels, as indicated in Table 1. Experimental design is shown in Table 2. The first column in
Table 2 was assigned to abrasive size (A), second column was hardness (B), third column was applied
load (C) and forth column was assigned to sliding time (D) and the remaining columns were assigned to
their wear results. The response to be studied was the wear with the objective as smaller, as the better.
The experiments were conducted as per the orthogonal array with level of parameters given in each
array row. The abrasive dry wear test results were subject to the analysis of variance to see which tests
parameters are statistically significant.
Table 1. Control factors and their levels for diamond reinforced MMCs.
Levels Abrasive size, μm Hardness, BHN Applied load, N Sliding time, s
1 18 μm 88 5 30
2 70 μm 93.4 15 60
3 - 97.2 25 90
4. RESULTS AND DISCUSSION
4.1. Microstructure and Mechanical Test
A typical micrograph of MMC reinforced by diamond particles is shown in Fig.2. It indicated that no
evidence of the presence of cavities neither at interface nor in the matrix was observed using the SEM
microscopy. The distribution of diamonds in the matrix could be seen in this micrograph. The diamond
crystals were observed to be cube-octahedral in shape, but the diamond protrusions were also evidence.
Fracture of different planes in diamonds was an indication of an enough bonding between the
diamond and the matrix alloy. Macro hardness tests by hardness Rockwell B were carried out under 100
kgf in three samples for each composition and average of hardness’s values were presented (Table 1).
The highest hardness was obtained for C5 samples because the hardness increased with increasing
Co content (55%).
153
Fig.1. Schematic view of the
pin-on-disc test procedure

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig.2. Typical SEM micrograph of Fe-Co based MMC reinforced with only diamonds, showing
cube-octahedral diamond crystals set and distributions of diamonds in the matrix.
4.2. Analysis of Control Factors
Table 2 shows experimental design and results for weight loss of the composites and calculated S/N
ratios. Analysis of the influence of each control factor on the weight loss was performed using a Minitab
computer package. The control factor with the strongest influence is detected by differences values. The
selected quality characteristic, weight loss, is a ‘lower the better ‘type and the S/N ratio for ‘lower the
better ‘type of response is used as given below:
Where y1,y2....yn are the response of quality characteristic for a trial condition repeated n times. The
S/N ratio can be computed using Eq. (1) for each of the 18 trials and the values are reported in Table 2
along with the raw data.
Table 2. Experimental design and results for weight loss of MMCs and their calculated S/N ratios.
Main factors Diamond reinforced MMCs
Expert
no.
Abrasive size,
μm (A)
Hardness, HB
(B)
Load,
N (C)
Sliding time,
s (D)
Weight loss
in g
S/N ratio (dB)
1 18 88 5 30 0.00370 48.6360
2 18 88 15 60 0.00550 45.1927
3 18 88 25 90 0.01040 39.6593
4 18 93.4 5 30 0.00160 55.9176
5 18 93.4 15 60 0.00280 51.0568
6 18 93.4 25 90 0.00740 42.6154
7 18 97 5 60 0.00096 60.3546
8 18 97 15 90 0.00290 50.7520
9 18 97 25 30 0.00210 53.5556
10 70 88 5 90 0.00890 41.0122
11 70 88 15 30 0.01370 37.2656
12 70 88 25 60 0.01730 35.2391
13 70 93.4 5 60 0.00480 46.3752
14 70 93.4 15 90 0.00860 41.3100
15 70 93.4 25 30 0.00750 42.4988
16 70 97 5 90 0.00400 47.9588
17 70 97 15 30 0.00510 45.8486
18 70 97 25 60 0.00720 42.8534
154
(1)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
12. Ko, Y.S., Tsurum, T., Fukunaga, Q., Yano, T., “High pressure sintering of diamond-SiC composite”,
J.Mater. Sci., p. 469-475, 36, 2001.
13. Rabinowicz, E.D., “Friction and wear of work hardening in the design of wear resistant materials”,
Wiley, New York, p.168, 1965.
14. Şahin, Y., “The prediction of wear resistance model for the metal matrix composites”, Wear, p.1717-
1722, 258, 2005.
15. Mondal, D.P., Das, S., Jha, A.K., Yegneswaran, A.H., “Abrasive wear of Al alloy-Al 2 O 3 particle
composite”, Wear, p. 131-138, 223, 1998.
16. Prasad, B.K., Das, S., Jha, A.K., Modi, O.P, Dasgupta, R., Yegnaswaran, A.H.,”Wear of Al 2 O 3 particle
composite”, Composites, p. 301-308, 28A, 1997.
17. Şahin, Y., “Tribological behavior of the metal matrix and its composites”, Mater. Des., p.1348-1352,
28, 2007.
18. Basavarajappa, S., Arun, K.V., Paulo Davim, J., “Effect of fillers on dry sliding wear behaviour
of polymer matrix composites-A Taguchi approach”, J.Miner.Mater. Charact.Eng. p. 375-391, 8,
2009.
19. Basavarajappa, S., Chandramohan, G., Paulo Davim, J., “Application of Taguchi techniques to
study dry sliding wear behaviour of metal matrix composites”, Mater.Des., p.1393-1398, 28, 2007.
20. Fernandez, J.E., Fernandez, M.R., Diaz, R.V., Navarro, R.T., “Abrasive wear analysis using factorial
design”, Wear, p.38-43, 255, 2003.
21. Şahin, Y., “Optimization of testing parameters on the wear behaviour of the metal matrix composites
based on the Taguchi method”, Mater. Sci.Eng. p.1717-1722, A408, 2005.
22. Basavarajappa, S., Chandramohan, G., “Wear Studies on Metal Matrix Composites A Taguchi Approach”,
J. Mater. Sci. Technol., p. 845-852, 21(6), 2005.
23. Şahin, Y., “Comparison of tool life between ceramic and cubic boron nitride (CBN) cutting tools
when machining hardened steels”, J.Mater. Process. Technol. p.3478-3486, 209, 2009.
24. Yang, W.H., Tarn, Y.S., “Design optimization of cutting parameters for turning operations based on
the Taguchi method”, J.Mater. Process. Technol. p.121-129, 84, 1998.
25. Roy, R.K., “A Primer on the Taguchi method”, Van Nostrand Reinhold, New York, 1993.
26. Phadke, M.S., “Quality Engineering Using Robust Design”, AT&T Bell Laboratories Report, Prentice-Hall
International Editions, New Jersey, 1989.
27. Montgomery, D.C., “Experimental Design Analysis”, 4 th Edition, John Wiley Sons, New York,
1997.
28. Rose, P. J., “Taguchi Technique for Quality Engineering”, McGraw-Hill, New York, 1988.
158

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
THE EFFECT OF SINTERING AND NITRIDING PROCESSES
ON DISTALOY AE POWDER MATERIALS
İsmail AKBULUT*, Abdul Kadir EKŞİ**, Durmuş Ali BIRCAN**, Murat DILEK** and İhsan EFEOĞLU***
* Turkish Petroleum Corporation, Batman, Turkey, ismailakbulut61@yahoo.com
** Çukurova University, Mechanical Engineering Department, Adana Turkey,
akeksi@cukurova.edu.tr, abircan@cukurova.edu.tr, mdilek@hotmail.de
*** Atatürk University, Mechanical Engineering Department, Erzurum, Turkey, iefeoglu@atauni.edu.tr
ABSTRACT
In this work, Distaloy AE metal powders have been chosen for study due to widely used in industrial applications.
First, Distaloy AE powders were pressed at 500 MPa pressure and room temperature. Then, pressed specimens
were sintered at 1120 ºC for 30 minutes. In order to examine the effects of sintering operation on density, densities
of each specimen have been measured separately. After sintering operation, nitriding was applied to a group
of specimen at 520 ºC temperature during 16 hours. To investigate mechanical properties of sintered and nitrided
Distaloy AE powders were performed. In addition, fractured specimens after tensile tests were used for microhardness
tests.
Key Words: Distaloy AE, Sintering, Nitriding, Fatigue
1. INTRODUCTION
The Powder Metallurgy (PM) process is a near-net or net-shape manufacturing process that combines the features
of shape-making technology for powder compaction with the development of final material and design properties
(physical and mechanical) during subsequent densification or consolidation processes (e.g., sintering). It is critical
to recognize this interrelationship at the outset of the design process because a subtle change in the manufacturing
process can cause a significant change in material properties. Powder metallurgy has a wide range of applications
ranging from automotive, building and contraction, hardware, heat treatment, medical and dental, to advanced
aerospace components, etc. PM components have established themselves as an economic alternative to components
made from other manufacturing processes as well as the only means to procedure some components which
cannot be made other methods [1].
This process is a very suitable technique for manufacturing. Especially, this process contains blending or mixing,
pressing or compacting, sintering and finishing. An important step is sintering for this process. Sintering reduces
the porosity and enhances properties such as strength, translucency and thermal conductivity; yet, in other cases,
it may be useful to increase its strength but keeping its gas absorbency constant. During the firing process and as
it continues; grain size becomes smaller and more spherical [2, 3].
The most important thing after producing the material by using PM is to increase the mechanical and physical
properties of the material. This especially can be done by nitriding. Nitriding is low temperature, low distortion
“thermochemical” heat treatment carried out to enhance the surface properties of finished or near finished ferrous
components. It is different in terms of suitable materials, processing conditions, the nature of the surface layers
imparted and the property improvements conferred. Nitriding, conducted in gas (490°C - 560°C) or plasma (400°C
- 590°C) for treatment times ranging up to 90 hours, involves the diffusion of nitrogen into the surface to produce
a controlled depth of hard alloy-nitrides. Unlike the high-temperature, a case-hardening treatment, hardening is
achieved without the need for quenching [4, 5].
159

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Nitriding process has some advantages to improve qualified for part properties. These are high torque, high wear
resistance, abrasive wear resistance, corrosion resistance and high surface compressive strength.
This paper presents the influence of sintering and nitriding process on Distaloy AE PM. The main aim of these processes
is to improve physical and chemical characteristic of Distaloy AE. To do this, one should know the properties
of the material well, adjust the temperature of the thermal process, choose a process increasing the surface quality
and suitable for sample and perform a good fatigue design.
2. MATERIAL and METHOD
2.1. Material
The Distaloy AE based on additions of Iron (Fe), Nickel (Ni), Copper (Cu), Molybdenum (Mo) and Carbon (C) is a
high strength alloy. High Ni content and good compressibility makes it possible to produce materials with a sintered
tensile strength increased. Distaloy AE exhibits good hardenability and dimensional stability.
The chemical composition of Distaloy AE powder, from Höganas in Sweden, is given in Table 1.
2.2. Method
Table 1.Chemical composition of Distaloy AE powder
Chemical Analysis of Distaloy AE %
Iron (Fe) Nickel (Ni) Copper (Cu) Molybdenum (Mo) Carbon
94 4 1.5 0.5 0.01
Firstly, the components of Distaloy AE powder (4% Ni, 1.5% Cu , 0.5% Mo ,%0.01 C); which are approximately
weight of 37 g are mixed to put into blanks which a die in sizes of 10x10x55 mm, together with lubricant, until a
homogeneous mix is obtained under 500 MPa pressure at room temperature. Then, the specimens were sintered
under 1120 C sintering temperature was selected the optimum temperature to produce the samples for tensile and
fatigue tests since it resulted in high density. All specimens were sintered for 30 minutes at 1120 °C temperature,
respectively. Temperature was increased by 5 °C/min until medium of furnace reached sintering temperature; and
then specimens were kept for 1 hour. After, furnace was closed and temperature was decreased by 5 °C/min, until
medium of furnace was reached room temperature (RT, 22°C). After this process, density of sintered and green
Distaloy AE was evaluated by the Archimedes Principle. After, the sintered samples were conducted machining
operations and polishing operations using Computerized Numerical Control (CNC) turning lathe and metal polishing
machine, in turn, to achieve optimum results for fatigue and tensile test produced. After that, fatigue and tensile test
samples and technical drawings are shown in Figure 1 and 2 separately.
Figure 1. Fatigue and tensile test specimens; a) Fatigue test sample, b) Tensile test sample
Figure 2.Technical representation of fatigue and tensile test specimens; a) Finished product for fatigue test sample,
b) Finished product for tensile test sample (Dimensions are in mm)
In this study, nitriding was applied to increase fatigue life of material. To evaluate sintered and nitrited parts in
respect to mechanical properties, 11 samples were sintered and other 11 samples are nitrited at 520 °C temperature
and 16 hours in % 50 H 2 and % 50 N 2 atmosphere. After this process, tensile and fatigue test samples were
prepared [6].
160

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
All the experiments of fatigue tests were conducted in the axial load control which is more severe than bending
under fully reversed loading (stress or load) ratio R= σ min/ σ max=-1 which is sine (cyclic) waveforms using 11
specimens for the determination of each S-N (Wöhler) curve. The fatigue tests were performed at the constant
frequency of f = 10Hz. One stress ratios (R = -1) were investigated on the unnotched (Kt=1 ) specimens. Sine (cyclic)
waveforms are used. The cyclic group of waveforms all start at a setpoint, proceed to a peak amplitude, either
negative or positive, before reversing direction, passing through the setpoint to the opposite peak amplitude. The
signal will then return to the initial starting position, ready to commence the next cycle. The sine waveform follows
a sinusoidal path, defined by the amplitude and frequency parameters. In the tensile test, experiment was taken v
= 0, 5 mm/min as vertical movement and this velocity was kept constant during experiments [7]. Furthermore, the
vickers hardness profile of fractured parts obtained as a result of static tests was measured at 14 different points
and intervals of 3 mm on longitudinal section using a Vickers intender with a 25 g load for time of 10 s as shown
in Figure 3.
Figure 3. Fractured sample during tensile test for vickers micro-hardness experiment
3. RESULT AND DISCUSSION
In this study, green densities of Distaloy AE powders were determined as 7.19 g/cm³ under 500 MPa. The average
densities of sintered and nitreded samples were found as 7.13 g/cm³ and 7.15. g/cm³ respectively. As can be seen,
green density of samples was higher than sintered densities. So, the decrease in number of pores and becoming
the internal structures more homogeneous. Hardness extremely increased after nitriding as can be easily and
clearly understood from the graph shown Figure 4. The occurrence of a layer above the nitrited sample can be
seen in Figure 5.
Figure 4. Compare hardness of sintered and nitrided specimens
This layer provides the surface of the material gets more severe and as a result be resistant against impacts. The
hardness increases by 163 percent on the surface and by 39 percent in the inner sides.
The result of tensile test, sintered and nitreded specimens shown in Figure 6. Sintered sample ruptured 297 MPa
of maximum tensile stress while the nitrided one had 318MPa tensile stress of maximum. Diffusion of nitride atoms
through the sample plays an important role for making is stronger. Nitride atoms enter the gaps and pores of the
sample and makes its tensile stress increase by 7 percent.
161
Figure 5.Nitriding layer of samples

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 6. Comparison sintered and nitreded specimens of tensile stress curves
In fatigue experiments, 50-140 MPa as a stress value of average are used and graphs are generated. 2*10 6 value
was accepted as a limit in the graph as previous ones and above this value was run-out period. After nitriding, nominal
stress increased by 15-20 % and the lifetime of sample was better. 90 MPa stress, sintered sample ruptured
after 379000 cycle while the nitrited one ruptured after 1513601. The main effect on this condition is the diffusion of
nitrite atoms through the inner side of the sample and fill the gaps and pores. After that, the inner side of the sample
is becoming more stable and homogenous, and so that the lifespan gets longer shown Figure 7.
4. CONCLUSION
Figure 7.Comparison of S-N curves for all sintered and nitreded specimens
The density of Distaloy AE powder was measured in two different conditions and nitrited sample density (7, 12 at
room temperature) was more than sintered one.
After the Tensile test, the resistance of the sample increased more in nitriding, the Ultimate Tensile Strength was 8
percent more than sintering.
Fatigue resistance is 50-120 MPa for sintered samples and 70-140 MPa for nitrided samples. At 100 MPa pressure,
sintered sample ruptured 120000 rpm, nitrided sample ruptured at 150000 rpm. The increase in the density of the
nitrided sample was simply because of the decrease in pore amount.
5. REFERENCES
1. Angelo P.C. and Subramanian R., 2009, Powder Metallurgy Science, Technology and Applications.
2. ASM Handbook, 1998, ‘Powder Metal Technologies and Applications’, Vol. 7, ASM International.
3. German, R. M., 1997, ‘Powder Metallurgy Science’, Metal Powder Industries Federation, New Jersey, USA.
4. Miura, H., 2002, ‘Fatigue Fracture Behavior of PM and PIM Steels’, 3rd International Powder Metallurgy Conference,
September 4-8, 2002, Turkish Powder Metallurgy Association, Gazi University, Ankara, Turkey, pp.
47-55.
5. Molinari, A., Tesi, B., Bacci, T. and Marcu, T., 2001, ‘Plasma Nitriding and Nitrocarburising of Sintered Fe-Cr-
Mo and Fe-Cr-Mo-C Alloys’, Surface and Coatings Technology 140, pp. 251-255.
6. ASTM E8M, 2004, ‘Standard Test Methods for Tension Testing of Metallic Materials (Metric)’.
7. ASTM E739, 2004, ‘Standard Practice for Statistical Analysis of Linear or Linearized Stress-Life (S-N) and
Strain-Life (ε-N) Fatigue Data at Room Temperature’.
162

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
BİYOMEDİKAL UYGULAMALAR İÇİN Ti-Mg
KOMPOZİTLERİNİN GELİŞTİRİLMESİ
Ziya ESEN*, Arcan F. DERİCİOĞLU ** , Şakir BOR ***
* Çankaya Üniversitesi, Malzeme Bilimi ve Mühendisliği Bölümü, 06530, Ankara, Türkiye,
ziyaesen@cankaya.edu.tr
** Orta Doğu Teknik Üniversitesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 06531, Ankara, Türkiye,
arcan@metu.edu.tr
*** Orta Doğu Teknik Üniversitesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 06531, Ankara, Türkiye,
bor@metu.edu.tr
ÖZET
Biyomedikal uygulamalarda kullanılan metalik malzemeler genel olarak vücuda yerleştirildikten belli bir süre sonra
vücut sıvılarıyla tepkimeye girmekte veya herhangi bir reaksiyona girmeden bütünlüğünü korumaktadırlar. Son
zamanlarda vücuda yerleştirildiğinde zamanla tepkimeye girerek vücutta yokolan ve herhangi bir yan etkiye neden
olmayan magnezyum ve magnezyum alaşımları üzerine yapılan çalışmalar artmış ve genellikle araştırmalar bu alaşımların
vücutta kontrollü bir şekilde çözünmesi üzerine yoğunlaşmıştır. Diğer yandan, vücut sıvılarıyla tepkimeye
girmeyen titanyum ve titanyum alaşımları gibi metalik malzemeler son derece yüksek biyo uyumluluğa ve korozyon
direncine sahip olduklarından dolayı sıklıkla biyo-medikal uygulamalarda kullanılmaktadırlar. Bu çalışmada, vücutta
tepkimeye giren magnezyum ile herhangi bir reaksiyona girmeden bütünlüğünü koruyan titanyumun bir arada
kullanılmasıyla yeni bir biyomedikal kompozit malzeme toz metalurji yöntemi kullanılarak sıcak deformasyonla üretilmiştir.
Hacimce % 50, 60, 70 ve 80 magnezyum tozu içeren Ti-Mg tozları iki ucu kapatılmış bakır boruların içinde
430 o C’de sıcak deforme edilen numunelerin çapında yaklaşık % 45 değişim gözlenmiştir. Numuneler 600 o C’de 100
dak. sinterlendikten sonra basma yükleri altında mekanik özellikleri karakterize edilmiş ve kompozitlerin iç yapıları
optik ve elektron mikroskopları ile incelenmiştir.
Anahtar Kelimeler: Kompozit, Biyo-malzeme, Toz Metalurjisi, Mekanik Özellikler
DEVELOPMENT OF Ti-Mg COMPOSITES FOR BIOMEDICAL
APPLICATIONS
ABSTRACT
Metallic materials used in biomedical either interact with body fluids after a while or they preserve their integrity
without any reaction. Nowadays, the research on magnesium, which dissolves in the human body after having been
implanted without leaving harmfull remainders, has been inceased and the researches are focused on dissolving of
magnesium in vivo in a controlled fashion. On the other hand, Ti and Ti-alloys are being used as bio-inert materials
and preferred in biomedical applications as they exhibit superior biocompatibility and high corrosion resistance. In
this study, new type of biomedical composite structures made up of biodegradable magnesium and bio-inert titanium
powders have been manufactured by powder metallurgy using rotary hot swaging. Around 45% reduction in
diameter has been observed in cans filled with Ti-Mg powder mixtures containing 50, 60, 70 and 80 % magnesium
by volume as a result of deformation at 430 o C. The samples were compression tested under quasi-static conditions
after they had been homogenized by the application of annealing heat treatment at around 600 o C. In addition,
microstructure of mechanically tested samples were examined by optical and scanning electron microscopes.
Keywords: Composite, Bio-material, Powder Metallurgy, Mechanical Properties
163

1. GİRİŞ
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Son zamanlarda medikal alanlardaki ilerlemelerle birlikte insanların ortalama ömrü yükselmiş ve dolayısıyla uzun
ömürlü ve vucüda uyumlu biyomedikal malzeme araştırmaları önceki yıllara oranla büyük bir artış göstermiştir. Biyomedikal
malzemeler yapay kalp valflerinde, stentlerde ve diş protezlerinde kullanılmakta, bunun yanında vücutta
değişik yüklere maruz kalan omuz, diz, kalça ve dirsek gibi hareketli eklem bölgelerinde de protez uygulamaları sıklıkla
görülmekte ve özellikle diz ve kalça bölgelerindeki protez uygulamalarında önümüzdeki 20 yıl içinde % 100’ün
üzerinde artış gözlenmesi beklenmektedir [1].
Biyomedikal malzemeler vücuda yerleştirildikten bir süre sonra aşınma, korozyon, yorulma, iltihap oluşumu gibi
nedenler ile vücut kemiği ile mekanik özelliklerindeki uyumsuzluklarından dolayı işlevini yitirmekte ve bundan dolayı
ya yapılan operasyonlar tekrar edilmekte ya da vücut hücrelerinde geriye dönülemez hasarlar meydana gelebilmektedir.
Bu nedenlerden dolayı kullanılacak olan biyomedikal malzemelerin yüksek derecede biyo uyumluluğa, yüksek
korozyon direncine sahip olması ve vucüt kemiğine benzer mekanik davranışlar göstermesi beklenmektedir. Özellikle
eklem bölgelerinde kemik ile biyomedikal malzemelerin elastik modülleri arasındaki farklılık kemik ve implant
malzemenin değişik oranlarda yük taşımasına neden olmakta bu da zamanla implanta temas eden bölgelerdeki
kemik hücre kaybını ve implantın yerinden çıkmasını beraberinde getirmektedir ve bundan dolayı da implant ve
kemik elastik modüllerinin (katsayılarının) benzerlik göstermesi implant malzemenin vücutta güvenli bir şekilde kullanılması
açısından önemlidir. Bunun yanında uzun bir implant ömrü için biyomedikal malzemenin yüksek aşınma
direnci ile yorulma dayanımına sahip olması da beklenmektedir.
Günümüzde kullanılan biyomedikal malzemeler genellikle metalik, seramik ve polimerik malzemelerdir. Örneğin
seramik malzeme olarak aluminyum oksit ve kalsiyum fosfat, polimerik malzeme olarak poli etilen malzeme kullanımları
görülmektedir. Bunların yanında seramik takviyeli polimerik kompozitler ile biyouyumluluğu arttırmak için
çeşitli metalik malzemeler üzerine seramik kaplama uygulamalarına da rastlanmaktadır [2]. Kullanılan biyomedikal
malzemeler arasında polimerik malzemeler düşük mekanik dayanımlarından, seramik malzemeler de düşük kırılma
tokluğuna bağlı olarak kırılgan olmalarından dolayı yüke maruz kalan bölgelerde kullanılamamaktadır. Bu tür
uygulamarda titanyum, titanyum alaşımları, Co-Cr alaşımları ve paslanmaz çelik gibi metalik malzemeler tercih
edilmektedir.
Metalik malzemeler arasında vücut kemiğine benzer mekanik özellikleri, yüksek biyouyumlulukları ve TiO 2 pasif
yüzey oksit tabakasına bağlı yüksek korozyon dirençlerinden dolayı titanyum ve titanyum alaşımları biyomedikal
uygulamalarda sıklıkla tercih edilmektedirler. Co-Cr alaşımları ve paslanmaz çelikler için 240 ve 210 GPa olan elastik
modülü titanyum ve sıklıkla kullanılan Ti6Al4V alaşımları için sırasıyla 100 ve 112 GPa civarındadır [1]. Fakat bu
malzemelerin elastik modülü kemiğin elastik modülüne (3-20 GPa [3]) göre farklılık göstermesinden dolayı nispeten
kemiğin mekanik özelliklerine daha fazla benzerlik gösteren NiTi alaşımları ile Ti-Nb gibi beta tipi titanyum alaşımları
geliştirilmiştir. Yine de kullanılan veya geliştirilen hacimli biyomedikal malzemeler tam olarak istenilen mekanik değerlere
ulaşamamaktadır. Son zamanlarda istenilen mekanik özelliklere sahip ve aynı zamanda kemik hücrelerinin
büyümesine olanak sağlayabilecek şekilde gözenekli titanyum ve titanyum alaşımlarının sıvı veya katı faz üretimi
konusunda birçok çalışmalar yapılmıştır [4-6]. Bu tür gözenekli malzemelerin üretilmesiyle istenilen mekanik değerlere
ulaşılmasına rağmen gözeneklerin kemik hücreleriyle dolması için en az 3 ay gibi bir zaman geçmektedir.
Bu zaman aralığında implant malzemesinin kemiğe tam olarak tutanamamasından dolayı bu aşamada sorunlara
neden olmaktadır.
Genel olarak hacimli veya gözenekli titanyum ve titanyum alaşımları vücuda yerleştirildikten sonra bütünlüklerini korumakta
ve vücut sıvılarıyla yok denecek kadar az reaksiyona girerek vücutta kalıcı implant vazifesi görmektedirler.
Diğer yandan son zamanlarda titanyum ve titanyum alaşımlarının aksine vücut sıvılarıyla tepkimeye girerek bir nevi
kemik hücrelerinin büyümesine yardımcı olan magnezyum ve magnezyum alaşımlarının kullanımı artmıştır. Fakat,
yeni kemik hücrelerinin büyümesinde uyarıcı bir etki gösteren ve mekanik özellikleri kemiğin mekanik özellikleri ile
kıyaslanabilir olan magnezyum ve magnezyum alaşım implantları kemik hücrelerinin kendini yenilemesi esnasında
sadece 12-18 hafta arasında mekanik bütünlüğü korumakta ve sonrasında yüksek korozyon hızından dolayı bütünlüğünü
yitirmektedir [3]. Magnezyumun hızla korozyona uğraması mekanik bütünlüğün bozulmasına ve işlevisini
yitirmesine neden olmaktadır. Bu çalışmada saf titanyum ve saf magnezyumun bir arada kullanılmasıyla biyomedikal
uygulamalarda kullanılmaya aday yeni bir kompozit malzemenin üretimi ve karakterizasyonu araştırılmıştır.
Bu amaçla, toz metalurji yöntemi kullanılarak sıcak dövme yoluyla kompozit üretimi yapılmış ve kompozit üretimi
esnasında ve sonrasında meydana gelen iç yapı değişikleri incelenmiştir. Son olarak basma testleri ile de üretilen
kompozitlerin mekanik davranışları incelenerek kompozitlerin mekanik özellikleri vücut kemiği ile karşılaştırılmıştır.
2. DENEYSEL YÖNTEM
Sıcak deformasyon yöntemiyle Ti-Mg kompozit üretiminde ASTM F1580-01 standartlarına uygun 55 μm ortalama
tane büyüklüğüne sahip şekilsiz, yaklaşık % 99 saflıkta titanyum tozları (Phelly Materials) ile % 99.8 saflığa sahip
164

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ortalama tane boyutu 285 μm olan küresel magnezyum tozları (Tangshan Weihao Magnesium Powder Co. LTD)
kullanılmıştır.
Üretimde ilk olarak homojen bir toz karışımı elde etmek amacıyla hacimce miktarı % 50-80 arasında magnezyum
tozu içeren Ti-Mg toz karışımları yarım saat süreyle bir karıştırıcı vasıtasıyla karıştırılmışlardır. Daha sonra hazırlanan
toz karışımları bir ucu kapalı bakır borunun içine yerleştirilmiş ve birkaç defa vakum altına alınıp bakır borulara
yüksek saflıkta argon doldurulmuş ve bakır borular kapatılmıştır. Üretimin bir sonraki aşamasında ise hazırlanan
numuneler sıcak deformasyon yöntemiyle 3 basamakta toplam % 45 oranında sıcak deforme edilmişlerdir. Tozların
sinterlenmesini hızlandırmak ve homojenleşmeyi arttırmak amacıyla numuneler hem deformasyon öncesinde hem
de deformasyon basamakları arasında 450 o C’de 20’şer dakika bekletilmişlerdir. Ayrıca sıcak deformasyon sonrası
numunelerde olası gerilimleri azaltmak ve magnezyum tozlarının sinterlenmesi daha da arttırmak amacıyla 600 o C
sıcaklıkta 90 dakika süreyle yüksek saflıktaki argon altında tavlanma işlemi yapılmış ve sonrasında numuneler oda
sıcaklığına fırında soğutulmuştur. Son olarak kompozit malzemelerin yüzeyindeki bakırlar ayrılmış ve CNC torna
yardımıyla malzemeler işlenmiştir.
Numunelerde üretim sonrası yoğunluk ve gözenek miktarı Arşimed prensibiyle yoğunluk ölçüm kitine sahip Sartorius
marka hassas terazisi kullanılarak numunelerin ksilol çözeltisine (CH 3 C 6 H 4 CH 3 ) daldırılmasıyla belirlenmiştir.
Üretimde kullanılan titanyum ve magnezyum tozları ile üretilen kompozit malzemelerin X-Ray kırınım eğrileri Rigaku
D/Max 2200/PC model X-Ray cihazı kullanılarak 40 kW’ta 30 o -90 o 2θ açıları arasında belirlenmiştir. Malzemelerin iç
yapı incelemeleri hem parlatılmış, hem de dağlanmış yüzeyde gerçekleştirilmiştir. Kompozitlerdeki magnezyumun
iç yapı detaylarını ortaya çıkarmak için %5’lik nital çözeltisi, titanyum incelemesinde ise Kroll’s ayracı (3 ml HF+6
ml HNO 3 +100 ml H 2 O) kullanılmıştır. İç yapı incelemelerinde optik mikroskop ve Noran System 6 X-ray mikro analiz
sistemine sahip Jeol JSM 6400 elektron mikroskobu kullanılmıştır. Kompozitlerde kompozisyon değişimlerini belirlemek
amacıyla EDS çizgi analizleri de ayrıca kullanılmıştır. Tane büyüklüğü gibi kantatif analizler Clemex Vision
yazılımı kullanılarak gerçekleştirilmiştir.
Kompozitlerin mekanik özellikleri biyomedikal malzemelerin vücutta sıklıkla maruz kaldığı basma yükleri düşünülerek
basma testleri ile karakterize edilmiştir. Bu maksatla yükseklik/çap oranı yaklaşık 1.5 olan numuneler hazırlanmış
ve numuneler 0.5 mm/min hızıyla video ekstansometreye sahip 100 kN kapasiteli Instron marka üniversal
çekme-basma cihazıyla basılmışlardır.
3. BULGULAR VE TARTIŞMA
Bu çalışmada yoğunluğu %100’e yakın, magnezyum miktarı hacimce % 50-80 arasında değişen biyomedikal uygulamalara
aday Ti-Mg kompozit numuneleri üretilmiştir. Magnezyum oda sıcaklığında sadece (0001) kayma
sistemiyle deforme olabilmektedir ve yüksek deformasyonlarda ise malzemeler kayma sistemlerinin sınırlı sayıda
olmasından dolayı kırılmaktadır. Fakat, deformasyon sıcaklığının yaklaşık 200 o C’nin üzerine çıkmasıyla farklı kayma
sistemleri işler hale gelmekte ve magnezyumun deformasyonu çok daha kolay olabilmektedir. Üretilen bütün
numunelerde titanyum tozlarının arasındaki olası boşluklar magnezyumun 450 o C sıcaklıkta deformasyona uğraması
ile doldurulmuş ve yoğunluğu yüksek, gözeneksiz bir yapının eldesi sağlanmıştır.
Şekil 1’de örnek olarak Ti-80Mg kompozit numunesinin üretim sonrası deformasyona dik ve yatay kesitlerdeki
parlatılmış iç yapısı verilmektedir. Şekilde koyu renkli bölgeler magnezyumu, açık renkli bölgeler ise titanyumu göstermektedir.
Deformasyona dik olan kesitte magnezyum küreselliğini korumasına rağmen yatay kesitte magnezyum
deformasyona uğrayarak deformasyon yönünde uzamıştır.
Biyomedikal uygulamalara aday olarak üretilen Ti-Mg kompozitlerde titanyumun bütünlüğünü koruması, diğer yandan
magnezyumun vücut sıvılarıyla tepkimeye girerek korozyona uğrayıp belli bir zaman sonra kaybolması beklenmektedir.
Dolayısıyla üretilen kompozitlerde magnezyum tozlarının yapı içinde birbiriyle bağlantılı olup olmaması
bu tür kompozitlerin korozyon davranışını değiştirecek ve numunelerin biyouyumlulukları farklı olacaktır. Magnezyum
tozlarının birbiriyle temas ettiği kompozitlerde korozyonun hızlı, magnezyum tozlarının birbirlerinden titanyum
tozları ile tamamen izole edildiği numunelerde ise yavaş bir korozyon hızı beklenmektedir. Yapılan çalışmada ise
hacimce % 50 magnezyum içeren Ti-Mg kompozit numunelerinde magnezyumun izole olarak yapıda durduğu,
diğer numunelerde ise magnezyum tozlarının yapı içinde birbirine bağlantılı olduğu görülmüştür. Diğer taraftan
magnezyum tozlarının etrafında yapıda sürekli olan titanyum tozlarında üretim sonrasında yüksek derecede yoğunlaşma
sağlandığı saptanmıştır. Yapılan iç yapı incelemeleri ve mekanik testlerde titanyum tozlarının birbirine çok iyi
derecede mekanik olarak kilitlendiği, fakat 600 o C’de uygulanan tavlama işleminin titanyum tozlarının sinterlenmesinde
etkili olamadığı görülmüştür.
Oda sıcaklığında titanyum ve magnezyum birbiri içinde yok denecek kadar az çözünmektedirler (yaklaşık ağırlıkça
% 1.5) [7]. Üretilen kompozitlerde titanyum ve magnezyum tozları ile arayüzey boyunca yapılan EDS çizgi analizlerinde
ise herhangi bir katı çözelti veya ikincil bir faza rastlanmamış, eklenen titanyum ve magnezyum tozlarının
üretim sonrası yapıda olduğu gibi kaldığı gözlenmiştir.
165

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(a)
Şekil 1. Üretilen Ti-%80Mg kompozitlerinin parlatılmış iç yapıları,
a) deformasyona dik ara kesit, b) deformasyona paralel ara kesit.
Ti-Mg kompozitlerde titanyum ve magnezyum tozlarında üretim esnasında meydana gelecek değişiklikleri tayin
edebilmek son üründeki iç yapıyı ve dolayısıyla ürün fiziksel özelliklerini kontrol etme imkanı sağlamaktadır. Yapılan
deneylerde Ti-Mg kompozitlerde özellikle magnezyum tozlarında mikro boyutta iç yapı değişimi saptanmış ve bundan
dolayı magnezyum tozlarındaki değişimi daha iyi gözlemleyebilmek için saf magnezyum numunelerinde üretim
esnasındaki değişimler incelenmiştir (Şekil 2 ve Şekil 3). Şekil 2 (a)’da görüldüğü gibi kullanılan magnezyum tozları
üretim öncesi irili ufaklı dallantılı bir yapıya sahiptir. Tozların 450 o C’de 3 basamakta yaklaşık % 45 oranında deformasyona
uğradıktan sonra bu dallantılı yapının belli yönlerde deforme olduğu fakat tam olarak kırılıp yok olmadığı
görülmüştür (Şekil 2 (b)). Sıcaklık ve deformasyonun aynı zamanda uygulandığı numunelerde belli sıcaklıkların
üstünde genellikle dinamik olarak yeniden çekirdeklenme ile eş eksenli tane oluşumu beklenmektedir. Deformasyonun
sıcaklığa baskın olduğu durumlarda yeni tanelerin oluştuğu, fakat sıcaklığın baskın olduğu durumlarda ise
dinamik olarak yeniden çekirdeklenmenin mümkün olmadığı bilinmektedir. Bu çalışmada sıcak deforme edilen numunelerde
yeniden çekirdeklenme ile oluşan tanelerin görülememesi her bir basamaktaki deformasyon miktarının
(∼% 25) az olmasına bağlanmış, sıcaklığının deformasyon miktarına baskın çıkarak yeniden çekirdeklenmeyi engellediği
düşünülmüştür. Numunelerin 600 o C’de tavlama sonrası ise çok daha farklı bir iç yapı oluşumu gözlenmiş,
dallantılı yapının tamamen kaybolduğu tespit edilmiştir. Şekil 3’te saf magnezyum numunelerinin sıcak deformasyon
ve 600 o C’de tavlama sonrası deformasyona dik ve paralel yönlerdeki iç yapıları verilmiştir. Şekil 3’te kalın siyah
renkli çizgiler magnezyum tozlarının yüzeyinden kaynaklı MgO tabakalarını, ince siyah renkli bölgeler ise 600 o C
sıcaklıkta tavlama sonrası oluşan eşeksenli tane sınırlarını göstermektedir. Tozlar arası MgO fazının asitle yüksek
miktarda reaksiyona girmesi sonucu bu bölgeler tane sınırlarına göre daha kalın yapıda görülmektedir. Görüldüğü
gibi deformasyon sonrası yapıda bulunan dallantılı yapı tavlama işlemi sonrası dik kesitte ortalama büyüklüğü 90
μm olan eş eksenli tanelere dönüşmüştür. Magnezyum tozlarında görülen bu eşeksenli yapının yeniden çekirdeklenmeye
uğramadan dallantılı yapıdan direk olarak büyüdüğü görülmüştür. Uygulanan tavlama sıcaklığının (600 o C)
magnezyumun erime sıcaklığına (650 o C) oldukça yakın olması bu direk büyümenin nedeni olarak düşünülmüştür.
Numuneleri homojenleştirmek, magnezyum tozlarının sinterlenmesini sağlamak amaçlı yapılan tavlama işleminin
sıcaklığını daha da arttırmak mümkündür. Fakat, 630 o C’de yapılan tavlama işlemlerinde sıcaklığın magnezyumun
erime noktasının (650 o C) altında olmasına rağmen magnezyum toz yüzeylerinde buharlaşma olduğu saptanmıştır.
Erime noktasında yaklaşık 3.5x10 -3 atm olan magnezyumun buhar basıncının düşük olması erime noktasına ulaşılmadan
magnezyumun kısmi olarak buharlaşmasına neden olmakta, bu da tavlama sıcaklığını kısıtlamaktadır. Diğer
yandan kalsiyum ve lityum gibi yüksek derecede oksitlenme potensiyeline sahip olan magnezyum ve magnezyum
içeren kompozitlerin yüksek sıcaklıklarda üretimi de problem olmaktadır. Olası oksitlenme problemlerinden dolayı
bu çalışmada tavlama sıcaklığı 600 o C’de sınırlandırılmıştır.
(a)
(b)
Şekil 2. a) Kullanılan magnezyum tozlarının üretim öncesi iç yapısı, b) sıcak deformasyon sonrası magnezyum
numunelerinin deformasyona dik yöndeki iç yapısı.
166
(b)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(a) (b)
Titanyum ve magnezyumun mekanik özellikleri oksijen gibi arayer atomlarının çözünürlüğünden ve buna ek olarak
oluşabilecek oksit fazlarından yüksek derecede etkilenmektedir. Üretilen kompozitlerde titanyum ve magnezyum
toz bölgelerinde yapılan EDS nokta analizlerinde titanyum ve magnezyum haricinde herhangi bir elemente rastlanmamış,
faz oluşumlarını araştırmak amacıyla da başlangıç tozları ile üretilen kompozitlerde numune yüzeylerinden
talaş kaldırıldıktan sonra deformasyona dik kesitlerde X-Ray analizleri yapılmıştır (Şekil 4). Görüldüğü gibi başlangıç
tozları ile örnek olarak verilen Ti-80Mg kompozit numunesinde herhangi bir oksit ve diğer ikincil faz oluşumuna
rastlanmamıştır. Üretilen diğer Ti-Mg kompozit numunelerinde de Ti-80Mg kompozit numunesine benzer kırınım
eğrileri gözlenmiş fakat magnezyum ve titanyum tozlarının miktarlarındaki farklılıktan dolayı magnezyum ve titanyum
kırınım şiddetlerinde değişiklikler olduğu gözlenmiştir.
Saf magnezyum ve Ti-Mg kompozit numunelerinin iç bölgelerinde oksit veya ikincil faz oluşumu gözlenmemesine
rağmen numunelerin yüzeye yakın bölgelerinde durumun farklı olduğu saptanmıştır. Numunelerin yüzeyinden talaş
kaldırılmadan önce yüzeye yakın bölgelerde yapılan iç yapı analizlerinde özellikle magnezyum tozlarının arasında
kalınlığı 500 nm’ye ulaşan MgO tabakasına rastlanmıştır (Şekil 5). Numunelerin iç bölgelerindeki magnezyum tozlarının
arasında varolan birkaç nanometre mertebesindeki oksit tabakaları sıcaklığın etkisi ile tozların bakır ile temas
eden yüzeye yakın bölgelerde büyümüştür. Bu yüzden mekanik test öncesinde bütün numunelerin yüzeyinden
yaklaşık 1 mm kalınlığında talaş kaldırılmıştır.
Şekil 4. X-Ray kırınım örgeleri, a) üretim öncesi magnezyum ve titanyum tozları, b) sıcak deformasyon ve 600o (a)
(b)
C
tavlama sonrası Ti-80% Mg kompozit
(a)
(b)
Şekil 5. (a) Ti-80Mg kompozitlerde yüzeye yakın bölgelerin iç yapısı ve analiz alınan bölge, (b) Şekil 5(a)’da gösterilen
bölgenin EDS çizgi analizi.
167
Şekil 3. 600 o C tavlama sonrası
magnezyum numunelerinin iç
yapısı,
a) deformasyona dik kesit, b)
deformasyona paralel kesit.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6’da çalışma kapsamında üretilen saf magnezyum ile Ti-50Mg kompozit numunesinin basma yükleri altındaki
mekanik davranışları sergilenmekte, Tablo 1’de ise üretilen bütün numunelerin mekanik değerleri verilmektedir.
Şekil 6’da görüldüğü gibi hem saf magnezyum, hem de Ti-Mg kompozit numuneleri basma yükleri altında benzer
davranış sergilemekte ve gerilim-gerinim eğrileri elastik bölge, gerinim sertleşme bölgesi ve tepe noktasından sonra
kırılma bölgesi olmak üzere 3 bölgeden oluşmaktadır. Görüldüğü gibi saf magnezyum numunesinde kompozitlerden
farklı bir gerinim sertleşme bölgesi görülmüştür. Bu bölge kompozit numunelerde akma noktasından maksimum
yük noktasına kadar aynı şekilde artış göstermesine rağmen magnezyum numunelerinde gerilim sertleşme derecesinde
belli bir gerinim değerinden sonra artış gözlenmiştir. Örneğin Şekil 6’da verilen eğride magnezyum, akma
noktası ile 0.05 gerinim değeri ve maksimum yük noktası ile 0.05 gerinim değerleri arasında farklı gerinim sertleşme
davranışları göstermektedir.
Şekil 6. Çalışma kapsamında üretilen bazı numunelerin basma yükü altındaki gerilim-gerinim eğrileri
Basma testi sırasında gerilim-gerinim eğrilerinin tepe noktasına ulaşıldığında ise basma eksenine 45 o ’de yüzey
çatlakları oluşmuş ve daha sonra malzemeler belli bir gerinimden sonra kırılmışlardır (Şekil 7(a)). Basma sırasında
çatlaklar hem titanyum toz bölgelerinde, hem de titanyum magnezyum arayüzeyinde meydana gelmiştir. Magnezyum
ve titanyum arasında herhangi bir çözünürlük olmamasına rağmen basma testi sırasında ilginç olarak magnezyum
tozları yapıdan bütünüyle ayrılmamış, çatlak magnezyum toz taneleri boyunca ilerlemiş ve magnezyum tozları
Şekil 7(b)’de görüldüğü gibi gevrek olarak kırılmıştır. Bu etki Şekil 7(a)’da da açıkça görülmekte, açık renkli olan
magnezyum toz bölgelerinde keskin, düzgün yüzeyli basma yönüne 45 o ’lik gevrek kırılma saptanmıştır. Daha önce
de belirtildiği gibi magnezyumun oda sıcaklığında kayma sistem sayısı az olmakla birlikte, oda sıcaklığında plastik
deformasyon sadece bazal yüzeylerde olmaktadır.
(a) (b)
Şekil 7. Ti-80Mg kompozit numunesinde basma testi sonrası kırılma yüzeyleri, a) basma eksenine 45 o ’de oluşan
kırılma, b) Magnezyum ve titanyum toz bölgelerinde oluşan kırılma yüzeyleri
Bilindiği gibi biyomedikal uygulamalarda, özellikle hareketli bölgelerde bulunan kemik ve protezler ağırlıklı olarak
basma yüklerine maruz kalmaktadırlar. Bu tür uygulamalarda kemik ve protez malzemesinin mekanik özelliklerinin
birbirine benzerlik göstermesi uzun bir protez ömrünü garanti etmektedir ve mekanik özelliklerin farklılığından dolayı
kemik dokusunun aşınması ile vücutta meydana gelebilecek hasarları azaltması bakımından önemlidir. Özellikle kemik
ve protez malzemesinin elastik modüllerinin benzerlik göstermesi gerekmekte ve bundan dolayı da bu konuda
yapılan çalışmalarda implant malzemesinin elastik modülünün kemiğe benzerlik göstermesi üzerine yoğunlaşmıştır.
Vücut kemikleri genel olarak süngerimsi ve kortikal kemikler olarak iki ana grupta toplanmaktadır ve kemiklerin
elastik modülü 3-20 GPa arasında, basma yükleri altında akma dayancı ise 130-180 MPa arasında değişmektedir
[3]. Tablo 1’de görüldüğü gibi üretilen hem saf magnezyum numunelerinin, hem de Ti-Mg kompozit numunelerin
tümünün elastik modülleri vücut kemiği elastik modülü sınırları içinde kalmakta ve akma dayançları da aynı şekilde
vücut kemiğine benzerlik göstermektedir. Görüldüğü gibi Ti-Mg kompozitlerde elastik modülü, dayanç ve akma
dayancı magnezyum miktarının artışı, diğer bir değişle titanyum miktarındaki azalma ile düşüş göstermekte, öte
yandan kompozitlerde kırılma noktasındaki uzama ise magnezyum miktarının artışı ile artmakta ve saf magnezyum
numunesinin uzama değerine (% 19.4 ± 0.5) yaklaşmaktadır. Üretilen numunelerin mekanik özelliklerindeki ilginç
168

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
olan nokta ise saf magnezyum ve Ti-Mg kompozit numunelerinin elastik modülü değerleri arasınadaki farklılıktır.
Görüldüğü gibi saf magnezyumun elastik modülü 20 GPa civarındadır. Magnezyuma titanyum eklendiğinde elastik
modül değerinde bir artış beklenmesine rağmen içinde hacimce % 50 titanyum içeren numunede bile elastik modülü
(12 GPa) saf magnezyumun altındadır. Üretilen kompozit numunelerde bilinen kompozitlerin aksine güçlendirici
fazın (titanyum) yapıda rastgele değil de magnezyum tozlarının etrafında dağılmasına bağlı olarak değişik bir mekanik
davranışın ortaya çıktığı düşünülmüştür. Bu konuda yapılan çalışmalar devam etmektedir. Diğer bir nokta ise
üretilen saf magnezyum numunelerinin oldukça düşük mekanik özelliklere sahip olmasıdır. İşlenmiş magnezyumlarda
basma akma dayancı 130-180 MPa arasında değişmektedir [3]. Fakat bu çalışmada ise üretilen magnezyum
nunumelerinin akma dayancının 38 MPa civarında değiştiği gözlenmiştir. Genel olarak kumda dökülen magnezyum
numunelerinin akma dayancının 20 MPa civarında değiştiği ve bu değerin ekstrüzyon ve sıcak haddeleme gibi işlemlerle
arttırıldığı bilinmektedir. Bu çalışmada üretilen saf magnezyum numunelerinin akma dayancı döküm yapısına
sahip magnezyum numunelerine benzerlik göstermesine karşın, kırılma noktasındaki uzama miktarı bakımından
ise farklılık göstermektedir. Döküm yapılarında % 2-6 arasında değişen uzama miktarı bu çalışmada üretilen magnezyum
numunelerinde yaklaşık % 20’ye kadar ulaşmıştır. Numunelerin 450 o C’de deformasyon sonrası 600 o C gibi
çok yüksek sıcaklıkta uygulanan tavlama işlemi taneleri büyütmüş ve aynı zamanda malzemedeki üretim kaynaklı
gerilimleri de yok etmiştir.
Tablo 1. Çalışma kapsamında üretilen numunelerin mekanik özellikleri
Numune
Saf Magnezyum
Elastik Modülü, E
(GPa)
20.8 ± 1.4
Akma Dayancı,
σ (MPa)
0.2
38.2 ± 3.3
Dayanç, σUTS (MPa)
260.0 ± 4.1
Kırılma noktasındaki
uzama, (%)
19.4 ± 0.5
Ti-50%Mg 12.0 ± 1.1 245.0 ± 9.6 411.7 ± 9.4 12.9 ± 0.3
Ti-60%Mg 12.5 ± 0.6 194.0 ± 5.3 390.0 ± 11.6 15.1 ± 1.0
Ti-70%Mg 9.6 ± 0.5 147.3 ± 4.9 337.8 ± 7.4 15.4 ± 0.6
Ti-80%Mg 6.0 ± 0.7 123.0 ± 6.4 329.5 ± 7.6 18.0 ± 1.0
4. SONUÇLAR
Bu çalışmada gözeneksiz, biyomedikal uygulamalara aday saf magnezyum ve içinde hacimce % 50-80 arasında
değişen oranlarda magnezyum içeren Ti-Mg kompozitleri sıcak deformasyon yöntemiyle üretilmiştir. Üretim esnasında
uygulanan tavlama işlemi sonrası Ti-Mg kompozitlerdeki magnezyum tozlarındaki görülen iri tanelerin dallantılı
yapıdan direk olarak büyüdüğü saptanmıştır. Diğer yandan 600 o C’de uygulanan tavlama işleminin ise titanyum
tozlarının sinterlenmesi için yeterli olmadığı ve tozların yapıda birbirine sadece mekanik olarak çok iyi derecede
kilitlendiği görülmüştür. Ayrıca üretim sonrası yapılan incelemelerde magnezyum tozlarının arasındaki oksit tabakalarının
yüzeye yaklaştıkça kalınlaştığı, numunelerin iç bölgelerinde ise sadece başlangıç tozuna bağlı bir oksit
tabakasının olduğu görülmüştür. Yapılan basma testlerinde ise bütün numunelerin gerinim-gerinim eğrilerinin elastik
bölge, gerinim sertleşmesi ve kırılma bölgesi olmak üzere 3 ana bölgeden oluştuğu saptanmış ve malzemelerin
sünekliğinin oldukça yüksek olduğu saptanmıştır. Maksimum yük sonrası kompozit numunelerde kırılma basma yönüne
45 o ’de meydana gelmiştir. Kırılma titanyum toz bölgelerinde, titanyum ve magnezyum toz arayüzeyinde ve de
magnezyum tozunun kendisinde meydan gelmiştir. Magnezyumun oda sıcaklığında sınırlı sayıda kayma sistemine
sahip olması magnezyumun gevrek şekilde kırılmasına neden olmuştur. Bunun yanında üretilen saf magnezyum
nunumelerinde süneklik oldukça yüksek olmasına rağmen elastik modülü ve akma dayancının döküm yapısına
sahip magnezyuma benzerlik gösterdiği görülmüş, bunun nedeni de uygulanan tavlama işleminin sıcaklığının çok
yüksek olmasına bağlanmıştır. Üretilen kompozitlerde elastik modülü 6-12 GPa, akma dayancı da 123-245 MPa
arasında değişmektedir. Vücut kemiğinin elastik modülü (3-20 GPa) ve akma dayancına (130-180 MPa) benzerlik
gösteren Ti-Mg kompozitleri mekanik özellikler bakımından biyomedikal uygulamalara oldukça uygun olduğu görülmüştür.
KAYNAKLAR
1. M. Geetha, A.K. Singh, R. Asokamani, A.K. Gogia, ‘’Ti based biomaterials, the ultimate choice for orthopedic
implants- A review’’, Progress in Materials Science, 54, pp. 397- 425, 2009.
2. F. Barrère, T.A. Mahmood, K. De Groot, C.A. van Blitterswijk, ‘’Advanced biomaterials for skeletal tissue regeneration:
Instructive and smart functions’’, Materials Science and Engineering R 59, pp. 38-71, 2008.
3. M. P. Staiger, Alexis M. Pietak, J. Huadmai, G. Dias, ‘’Magnesium and Alloys as orthopedic biomaterials: A review’’,
Biomaterials, 27, pp. 1728-1734, 2006.
4. M. Bram, C. Stiller, H. P. Bunckremer, D. Stover, H. Baur, ’’Titanium foams produced by solid state replication of
NaCl powders’’, Adv. Eng. Mater., 2, pp. 196-199, 2000.
5. C. E. Wen, M. Mabuchi, Y. Yamada, K. Shimojima, Y. Chino and T. Asahina, ‘’Processing of biocompatible porous
Ti and Mg’’, Scripta Mater., 45, pp. 1147-1153, 2001.
6. C. E. Wen, Y. Yamada, K. Shimojima, Y. Chino, H. Hosokawa, and M. Mabuchi, ‘’ Novel titanium foam for bone
tissue engineering”, J. Mater. Res., 17(10), pp. 2633-2639, 2002.
7. Nayeb-Hashemi and J.B. Clark, ‘’Phase diagrams of magnesium alloys’’, ASM international, pp 324, 1988.
169

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
SEMENTE BAKIR MATRİSLİ- SİC KOMPOZİTLERİNİN TOZ METALURjİSİ
YöNTEMİ İLE ÜRETİMİ
G. Celebi Efe, İ. Altınsoy, T. Yener, M. Ipek, S. Zeytin, C. Bindal
Sakarya Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, Esentepe Kampüsü,
54187 Sakarya- Türkiye, E-mail:gcelebi@sakarya.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada elektriksel uygulamalar için 5 ve 30μm boyutunda ve ağırlıkça % 0, 1, 2, 3 ve 5 miktarda SiC içeren
semente Cu matrisli SiC takviyeli kompozitlerin üretimi amaçlanmıştır. Semente bakır ve SiC tozları mekanik olarak
karıştırılmış ve 280 MPa basınçta tek yönde preslenmiştir. Preslenen kompaktlar 700°C’de 2 saat açık atmosferli
fırında sinterlenmiştir. Kompozitteki Cu ve SiC bileşenlerin varlığı XRD analiz tekniği ile tespit edilmiştir. Kompozitlerin
nispi yoğunluk ve elektrik iletkenlikleri, ağırlıkça artan SiC yüzdesiyle azalırken artan SiC parçacık boyutuyla
artmıştır. Sonuçlar, 30μm parçacık boyutlu SiC ile takviye edilen Cu-SiC kompozitlerinin 5μm parçacık boyutlu SiC
ile takviye edilen Cu-SiC kompozitlerinden daha iyi özellikler sergilediğini göstermiştir. Maksimum nispi yoğunluk
(97%) ve elektrik iletkenlik değeri (%83.0 IACS: International Annealed Copper Standard) 30μm’ luk SiC ile takviye
edilen Cu-ağ.%1SiC kompoziti için elde edilmiştir.
Anahtar Kelimeler: Cu-SiC, Sementasyon, Kompozit, Sertlik, Nispi Yoğunluk, Elektrik İletkenliği
ThE PRODUCTION OF CEMENTED CU MATRIx-SIC COMPOSITES
BY POWDER METALLURGY METHOD
G. Celebi Efe, İ. Altınsoy, T. Yener, M. Ipek, S. Zeytin, C. Bindal
Sakarya University, Engineering Faculty, Department of Metallurgy and Materials Engineering, Esentepe Campus,
54187 Sakarya-Turkey, E-mail:gcelebi@sakarya.edu.tr
ABSTRACT
The present paper is aimed at the production of cemented Cu matrix-SiC composites with SiC having 5 and 30μm
particle size and at ratios of 0, 1, 2, 3 and 5% by weight for electrical applications. Cemented copper and SiC
powders were mixed mechanically and pressed with an axial pressure of 280MPa. Pressed compacts were sintered
at 700ºC in an open atmospheric furnace for 2 hours. The presence of Cu and SiC components in composites were
verified by XRD analysis technique. While relative density and electrical conductivity of composites were decreasing
with increasing the weight percentage of SiC, increased with increasing particle size of SiC particles. Hardness
of the composites increased with both weight percentage and the particle size of SiC particles. The results indicate
that Cu-SiC composite with 30μm particle sized SiC has superior properties than the Cu-SiC composite with 5μm
particle sized SiC. The maximum relative density of 97% and electrical conductivity of 83.0%IACS (International
Annealed Copper Standard) were obtained for Cu-1wt.%SiC with SiC particle size of 30μm.
Keywords: Cu-SiC, Cementation, Composite, Hardness, Relative density, Electrical conductivity.
1. GİRİŞ
Bakır, tüm metaller arasında gümüşten (6,21x10 7 /Ω.m) sonra elektrik iletkenliği en yüksek metal (5,88x10 7 /Ω.m )
olup elektrik iletkenliğinin ana talep olduğu uygulama alanlarında yaygın olarak kullanılmaktadır. Gümüş, yüksek
170

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
fiyatı ve tedarikindeki güçlükler nedeni ile bu tür uygulama alanlarında az kullanılmaktadır. Bakıra bir rakip yine
elektrik iletkenliği yüksek olan alüminyumdur, ancak onun hem iletkenliği (3,65x10 7 /Ω.m) hem de mukavemeti bakırınki
kadar yüksek değildir. Bakırın diğer bütün metaller içerisinde gümüşten sonra elektriği en iyi ileten metal
olması, elektrik iletkenliğinin ana talep olduğu uygulama alanlarında yaygın olarak kullanımını sağlamaktadır [1,
2]. Bakırın yüksek elektriksel iletkenliği (5,88x10 7 /Ω.m ), yüksek ısıl iletkenliği (400 W/m.K), korozyon direnci, dekoratif
rengi, orta derecedeki mukavemet ve kolay şekillendirilebilirliği onu tarih boyunca önemli kılmıştır ve [1, 3]
çeşitli mühendislik uygulamalarında en çok kullanılan yapısal ve işlevsel metallerden biri yapmıştır [4- 6]. İletkenler,
elektrotlar, açma kapama kontakları gibi elektrik iletkenliğinin birinci derecede önemli olduğu uygulama alanlarında
kullanılacak olan bakırlarda şu temel özellikler aranır: Yüksek elektrik iletkenliği, yüksek oda sıcaklığı mukavemeti,
mukavemetini yüksek sıcaklıklarda koruyabilme özelliği (yüksek sıcaklık mukavemeti). Saf bakır, ilk özellik açısından
neredeyse rakipsiz bir malzemedir. Bu noktada oksijensiz yüksek iletken bakır çok uygundur. Ancak, saf bakırın
sınırlı bir mukavemeti vardır [3, 6- 8]. Bakırın düşük mukavemeti ve özellikle yüksek sıcaklıklarda yumuşaması
yaygın kullanım alanını kısıtlamaktadır [5, 9].
Bakır elektrik iletkenliğinde önemli bir kayıp olmaksızın, sadece soğuk deformasyon ile sertleştirilebilir. Bu şekilde
mukavemetlendirilse bile, saf bakır 100 o C’ye yaklaşan sıcaklıklarda, hızlı bir şekilde yeniden kristalleşir, sertlik ve
mukavemetini kaybeder. Bakırın mukavemetini artırmanın bir diğer yolu alaşımlamadır. Alaşımlama sonucunda, bakır
alaşımının mukavemeti ya katı eriyik sertleştirmesi veya çökelti sertleştirmesi ile artırılabilir. Ancak, elektrik iletkenliğindeki
kaybın yüksek olmaması için alaşım elementi ilavesinin sınırlı tutulması gerekir. Çünkü alaşım elementi
ilavesi ile, mukavemetin artmasına karşılık elektrik iletkenliği azalır. Bu bakımdan, iletken olarak kullanılacak bakır
alaşımlarında az miktarda alaşım elementi bulunur (genellikle ağ. %2 mertebesinde). Bilindiği gibi, yaşlandırılmış
alaşımlar yaşlandırma sıcaklığının üzerinde kullanılmamalıdır, aksi halde hızla yumuşarlar. Dolayısıyla, az alaşımlı
bakırların mukavemet performansları yükselen sıcaklıklarda değişmektedir [10].
Bakırın yüksek sıcaklıklarda azalan özelliklerini kazanmanın bir yoluda, bakır matris içerisinde seramik parçacıklarinin
dispersiyonu ile kompozit oluşturmaktır. Bu amaçla bakır matrise ilave edilen seramiklere örnek olarak Al 2 O 3 ,
SiC, TiC, WC, B 4 C ve TiB 2 sayılabilir [5]. Bunlardan, SiC yüksek elastik modülü ve aluminadan çok daha yüksek ısıl
iletkenliği ile dikkat çekmektedir. Cu- SiC kompozitleri, bakırın iyi sünekliği ve tokluğu ile SiC parçacıkları takviyelerinin
yüksek mukavemeti ve elastik modüllerinin her ikisini birleştirir [11]. Bu kompozitler direnç kaynak elektrotları,
klavuz çerçeveleri, elektrik klemensleri, röleler, iletkenler, kondaktörler, elektrik anahtarları, akım devresi kesicileri,
elektronik paketleme uygulamalarında elektrik temas malzemeleri olarak kullanılabilirler [11- 13].
Bu çalışmada sementasyon yöntemiyle üretilen bakır tozunun farklı parçacık boyut ve bileşimdeki seramik karakterli
SiC tozu ile takviye edilerek yüksek iletken Cu-SiC kompozit üretimi hedeflenmiştir. Sonuçlar mekanik, mikroskobik
ve elektriksel olarak karakterize edilmiştir.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Çalışmalarda başlangıç malzemeleri olarak semente bakır (%99.5 safiyette, 0.1-0.5 μm) ve SiC (% 99.5 safiyette,
5 ve 30 μm, Struers) tozları kullanılmıştır. Başlangıç tozları bilyeli değirmende 2 saat süre ile karıştırılarak, semente
Cu-SiC (5 μm) ve semente Cu-SiC (30 μm) şeklinde, sırasıyla ağ. % 1, 2, 3 ve 5 SiC takviyeli toz karışımları hazırlanmış
ve söz konusu karışımlar tek eksenli kalıp içerisinde pres yardımıyla 280 MPa basınçla kompaklanmıştır.
Kompaktlanan numuneler grafite gömülü halde açık atmosferli elektrikli fırında, 700 o C’de 2 saat sinterlenmiştir. Sinterlenen
numunelerin nispi yoğunlukları Arşimed Prensibi’ ne göre hesaplanmış, sertlik ve elektriksel iletkenlikleri
sırasıyla Vicker’s indentasyon tekniği ve DC elektrik iletkenlik ölçüm cihazı kullanılarak ölçülmüştür. Numunelerin
mikroyapıları SEM mikroskobu ile incelenmiş ve kompozitlerin içerisindeki fazlar XRD analizi ile belirlenmiş, SEM
incelemelerindeki bazı bulgular ve XRD analizi SEM-EDS yardımıyla teyit edilmiştir.
3. DENEYSEL SONUÇLAR ve TARTIŞMA
Sinterlenmiş semente Cu-SiC (5 ve 30 μm) kompozit numunelerine ait SEM mikroyapıları Şekil 1ve 2’de gösterilmiştir.
Mikroyapılar incelendiğinde, gri, geniş alanların Cu, siyah ve köşeli parçacıkların ise SiC olduğu görülmektedir.
Takviye miktarı artıkça SiC parçacıklerinin matriks içerisindeki miktarı artmakta ve parçacıklar arası mesafe
kısalmaktadır. Her iki SiC parçacık boyutuna sahip numunelerde de, takviye fazı matriks içerisinde Cu taneleri
etrafında homojen olarak dağılmaktadır (Şekil 1-2). Söz konusu homojen dağılım daha küçük (5 μm) SiC patikülleriyle
takviye edilmiş numunelerde daha belirgin gözükmektedir. SiC parçacık boyutu arttıkça SiC dağılımı daha
uzun mesafeli hale gelmektedir (Şekil 2). Mikroyapılarda görülen küçük beyaz küresel parçacıklar ise parlatma
malzemesi olan Al 2 O 3 ’ ün matriks yüzeyine gömülmesinden kaynaklanmaktadır.
171

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 1. Sinterlenmiş semente Cu-SiC (5 μm) kompozit numunelerine ait SEM mikroyapıları.
Şekil 2. Sinterlenmiş semente Cu-SiC (30 μm) kompozit numunelerine ait SEM mikroyapıları.
Kompozit numuneler içerisinde başlangıç bileşenleri dışında, proses süreçlerine bağlı olarak hangi fazların bulunduğu
XRD analizleriyle incelenmiş ve analiz sonuçları grafiksel olarak Şekil 3 ve 4’ te verilmiştir. (XRD patternlerinde
C1Ss şeklindeki kısaltmalarda C: bakırı, rakam: takviye miktarını ve S: SiC’ü, s: semente matriks tozu kullanıldığını
sembolize etmektedir.) XRD analizlerinde SiC ve Cu dışında bir faza rastlanılmamıştır (Şekil 3-4). SiC piklerinin
SiC miktarındaki artışa bağlı olarak belirginleşmemesi ise takviye miktarlarının XRD cihazının deteksiyon limitlerine
yakın olmasından kaynaklanabilmektedir.
Şekil 3. 700 ºC’de sinterlenen 5μm tane boyutunda SiC içeren Cu (semente)-SiC kompozitlerinin XRD paternleri.
172

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 4. 700 ºC’de sinterlenen 30μm tane boyutunda SiC içeren Cu (semente)-SiC kompozitlerinin
XRD paternleri.
XRD ile tespit edilen hakim fazlar ve yapıdaki bilenler SEM- EDS nokta analizleri desteklenmiştir. 700°C’de sinterlenmiş
5 ve 30μm’luk SiC ile takviye edilmiş Cu-SiC kompozitlerine ait SEM-EDS analizleri Şekil 5, 6’ da verilmiştir.
Analizlerde koyu gri ve keskin köşeli fazlar SiC’ü açık gri alanlar Cu matriksi, serbest beyaz alanlar muhtemelen
parlatmadan kaynaklanan alüminayı göstermektedir. Şekil 6’ da matriste serbest gri renkte adacıkların bulunduğu
görülmüştür. Bu bölgelerden biri olan 3 noktasından alınan SEM-EDS analizlerinde Fe ve O 2 tespit edilmiştir. Fe
sementasyon prosesinden kaynaklanmaktadır ve muhtemelen sinterleme sıcaklığında oksitlenmiştir.
Şekil 5. 700°C’de sinterlenmiş 5 μm’luk SiC ile takviye edilmiş C5Ss numunesinin EDS analizi.
Şekil 6. 700°C’de sinterlenmiş 30 μm’luk SiC ile takviye edilmiş C2Ss numunesinin EDS analizi.
173

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
700°C’de sinterlenmiş numunelerin Archimedes prensibi ile ölçülen nispi yoğunluklarının SiC içeriğine ve boyutuna
bağlı olarak değişimi Şekil 7’ de sütun grafiği olarak verilmiştir. Semente bakır tozuna SiC takviyesi ile nispi
yoğunluklar azalmaktadır. SiC parçacık takviyeli numunelerde yoğunluk, SiC parçacık boyutu artışı ile artmaktadır.
Kompozit numunelerde düşük SiC hacim oranlarında Cu-SiC arayüzeyi daha azdır ve bakır atomları için daha az
difüzyon bariyeri söz konusudur. Bakır atomlarının kolaylıkla difüze olması ve SiC parçacıkları arasındaki boşlukları
doldurabilmesi kompozitte yoğunluk artışına neden olur [14]. SiC parçacık boyutu arttıkça yüzey alanı ve Cu-SiC
arayüzeyleri azalmakta, buna bağlı olarak ta daha yoğun bir yapı ortaya çıkmaktadır. Kompozitlerin nispi yoğunlukları
SiC parçacık boyutunun artışıyla artış sergilemiştir ve en iyi yoğunluk değerleri 30 μm’luk SiC parçacık takviyeleri
ile elde edilmiştir. SiC’ün artan parçacık boyutu ile birlikte, daha fazla bakır-bakır taneleri birbirleri ile temas
etmekte ve sinterleme sonrasında daha yoğun bir yapı ortaya çıkmaktadır.
Şekil 7. 700°C’ de Sinterlenmiş kompozitlerin % nispi yoğunluklarının SiC içeriğine ve boyutuna bağlı olarak
değişimi.
Kompozit numunelerde sertlik ölçümü Cu ve SiC tanelerini homojen olarak kapsayacak şekilde iz oluşturulmasına
dikkat edilerek yapılmıştır. Cu ve 5μm’luk SiC takviyeli Cu-SiC kompozitlerinin sertlik ölçümlerinde 50gr yük,
30μm’luk SiC takviyeli Cu-SiC kompozitlerinin sertlik ölçümlerinde ise, sertlik izinin Cu ve SiC’ün her ikisinide kapsaması
için 100gr yük kullanılmıştır. Kompozitlerin sertliğinin SiC içeriğine ve parçacık boyutuna bağlı olarak değişimi
Şekil 8’de sütun grafiğinde verilmiştir.
Şekil 8. 700°C’ de Sinterlenmiş kompozitlerin sertliklerinin SiC içeriğine ve boyutuna bağlı olarak değişimi.
SiC içeriği arttıkça kompozitlerin sertlik değerleri artmıştır. Sünek bakır matrisin sertliği sert disperse faz ilavesiyle
artmaktadır [15, 16]. Kompozit numunelerin mikrosertlik değerlerinin SiC parçacık boyutunun artmasıyla daha da
artmasının nedeni, indenterin sert takviye bileşenine temas alanının artması olabilir.
Cu ve Cu-SiC kompozitlerinin elektrik iletkenliklerinin SiC boyut ve içeğine göre değişimi Şekil 9’ da verilmiştir. Nispi
yoğunluk sonuçlarına benzer şekilde kompozititn elektrik iletkenliği artan SiC miktarı ile artmaktadır. Matris içerisinde
dağılan SiC parçacıkları elektron hareketine engel olarak elektrik iletkenliğini düşürmektedir. SiC tane boyutu
arttıkça birim alana düşen SiC parçacık sayısı azaldığından elektrik iletkenliği artmıştır.
174

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 9. 700°C’ de Sinterlenmiş kompozitlerin sertliklerinin SiC içeriğine ve boyutuna bağlı olarak değişimi.
4. SONUÇLAR
Gerçekleştirilen çaşımada aşağıdaki sonuçlar elde edilmiştir:
1. Cu-SiC kompozitleri, sementasyon yöntemiyle üretilen bakır tozuna farklı içerik ve boyutta SiC parçacıkları
takviye edilerek, Toz Metalurjisi yöntemiyle başarıyla üretilmiştir.
2. Kompozillerdeki hakim fazlar Cu ve SiC, XRD ve SEM- EDS nokta analizleri ile tespit edilmiş ve yapıda herhangi
bir oksit pikine rastlanılmamıştır.
3. Takviye bileşeni olan SiC parçacıkları matriks içerisinde homojen olarak dağılmıştır.
4. 700°C’ de 2 saat sinterlenmiş kompozilerin nispi yoğunlukları ve elektrik iletkenlikleri, artan SiC miktarı ile
birlikte azalırken, artan SiC parçacık boyutuyla artış göstermiştir.
5. Kompozitlerin mikrosertlikleri artan SiC miktarı ve parçacık boyutu ile artmıştır.
TEŞEKKÜR
Yazarlar Sakarya Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü teknikeri Ersan
DEMIR’e, SEM, XRD incelemelerini gerçekleştiren uzman Fuat KAYIŞ’a, Federal Elektrik A.Ş.’ye, TÜBİTAK’a teşekkkür
ederler.
KAYNAKLAR
1. www.bpc.edu/mathscience/chemistry/electrical_conductivity.html
2. http://en.wikipedia.org /wiki/Copper
3. www.cda.org.uk
4. Zhu, J., Liu, L., Zhao, H., Shen, B., Hu, W., “Microstructure And Performance of Electroformed Cu/Nano-Sic Composite”,
Materials & Design, Vol. 28, pp. 1958-1962, 2007.
5. Xu, Q., Zhang, X., Han, J., He, X., Kvanin, V.L., “Combustion Synthesis and Densification of Titanium Diboride-Copper
Matrix Composite”, Materials Letters, Vol. 57, pp. 4439-4444, 2003.
6. Dobrzanski, L.A., “Significance of Materials Science for The Future Development of Societies”, Journal of Materials
Processing Technology, Vol. 175, pp.133-148, 2006.
7. Zhan, Y., Zhang, G., “The Effect of Interfacial Modifying on The Mechanical and Wear Properties of Sicp/Cu Composites”,
Materials Letters, Vol. 57, pp.4583-4591, 2003.
8. http://www.matweb.com/reference/copper-alloys.aspx
9. Ahmed, R. N., Ramesh, C.S., “Tribological Properties of Cast Copper-Sic-Graphite Hybrid Composites”, International
Symposium of Research on Materials Science and Engineering, Chennai India, December 20-22, 2004.
10. Sağlam, İ., “Cu-Cr-Zr Alaşımında Yaşlandırma Isıl İşleminin, Elektrik İletkenliği ve Aşınma Davranışları Üzerine Etkisinin
İncelenmesi”, Bilim Uzmanlığı Tezi, Karabük Üniversitesi, Fen Bilimleri Enstitüsü, Makine Eğitimi Anabilim
Dalı, Ocak, 2008.
11. Zhang, R., Gao, L., Guo, J., “Effect Of Cu 2 O on The Fabrication of Sicp/Cu Nanocomposites Using Coated Particles
and Conventional Sintering”, Composites, Vol. 35, pp. 1301-1305, 2004.
12. Motta, M.S., Jena, P.K., Brocchı, E.A., Solorzano, I.G., “Characterization of Cu-Al 2 O 3 Nano-Scale Composites Synthesized
By In Situ Reduction”, Materials Science and Engineering C, Vol. 15, pp. 175-177, 2001.
13. Zhang, R., Gao, L., Guo, J., “Temperature-Sensitivity of Coating Copper on Sub-Micron Silicon Carbide Particles by
Electroless Deposition in A Rotation Flask”, Surface and Coatings Technology, Vol. 166, pp. 67-71, 2003.
14. Efe, C.G., Altinsoy, I., Ipek, M., Zeytin, S., Bindal, C., “Some Properties of Cu-Sic Composites Produced by Powder
Metallurgy Method”, Kovove Metallic, Vol. 49, No.2, pp. 131- 136, 2011.
15. Efe, C.G., Altınsoy, İ., Ipek, M., Zeytin, S., Bindal, C., “Investigation of Some Properties of Sic Particle Reinforced
Copper Composites”, 5. Uluslararası Toz Metalurjisi Konferansı, Ankara, 8-12 Ekim 2008.
16. Celebi Efe, G., Altinsoy, I., Yener, T., Ipek, M., Zeytin, S., Bindal, C., “Characterization of Cemented Cu-SiC Composites”,
Vacuum, Vol. 85, pp. 643-647, 2010.
175

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
FERROUS POWDER
METALURGY
www.turkishpm.org
176

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
THE MICROSTRUCTURE AND PROPERTIES OF LOW CARBON
PM Mn STEELS SINTERED UNDER DIFFERENT CONDITIONS
Maciej SULOWSKI*, Andrzej CIAS*, Tadeusz PIECZONKA*
*AGH University of Science and Technology, Faculty of Metals Engineering and
Industrial Computer Science, Physical and Powder Metallurgy Research Unit,
PL 30-059 Kraków, Poland, Al. Mickiewicza 30, sulek@agh.edu.pl
ABSTRACT
The paper presents the effect of sintering conditions on the microstructure and properties of low-carbon Mn-Cr-Mo
PM steels. It was proved there is no effect of tempering temperature on the mechanical properties of Astaloy CrLbase
steels, sintered at 1250°C in 5H2-95N2 mixture as compared with the properties of those sintered at 1120°C.
The properties of Astaloy CrM-base steels, sintered at 1250°C in air were comparable or higher on the contrary to
Astaloy CrL-base steels. The addition of lump ferromanganese was not sufficient for metal oxides reduction. The
structure investigation confirmed the Mn-Cr-Mo PM steels have predominantly bainitic microstructure.
Keywords: Structural PM Materials, PM Mn Steels, Sintering Process, Sintering Atmosphere, Microstructure, Mechanical
Properties.
1. INTRODUCTION
Manganese and chromium are two important elements in steels, which show effective strengthening. The issue of
sintering low alloy steels containing these metals having high affinity for oxygen is one of the most important topics
in powder metallurgy (PM), as testified by the number papers on this subject that have taken place over the last
few years [1-6]. The question of the role of micro-atmosphere in the development of microstructure is fundamental
to our understanding of sintering process, especially the relationship of microstructure evolution to mechanical
properties evolution. The thermodynamics bonds concerning carbon equilibrium during sintering were discussed
and possible interactions between steel and various controlled atmosphere were examined [7-10]. Therefore it is
anticipated that this topic would generate a great deal of interest among powder metallurgy specialists.
The PM industry needs economical ways of producing components with higher densities in order to effect the
stepwise improvement in dynamic mechanical properties necessary to compete with highly loaded wrought and
machined components. This paper aims to determine the processing conditions necessary for standard and high
temperature sintering in nitrogen rich, non-flammable atmospheres of PM ferrous structural parts, which contain
the easily oxidisable chromium and manganese in addition to carbon and molybdenum. These components are to
possess high fatigue strength, good dimensional accuracy, be fully recyclable and of lower cost than equivalent
wrought and machined parts. Recyclability is achieved by substitution of the normal (for PM) alloying elements of
copper and phosphorus by chromium and manganese. Recyclable components are of paramount importance to
automotive manufacturers due to increasingly stringent legislation that now sees the manufacturers responsible for
the ‘whole life cycle’ of vehicles, i.e. ‘birth to grave’. Another element often used in PM is the expensive and potentially
carcinogenic nickel. Its exclusion as an alloying element can only make for a safer workplace. Also the issue has a
high profile in public awareness because of a series of magazine articles.
To research a potentially economical route for production of components made of Fe- Mn-Cr-Mo-C structural steels,
ways of maximising mechanical properties were investigated. The slow cooling of large masses in semi-closed containers
in the sintering furnace favours bainite formation. Correct sinter-hardening of these steels should lead to a
tough, potentially bainitic, core with a hard wear resistant surface. The new processing conditions aim to make use
of carbothermic reduction of metal oxides by promotion of a local “micro-climate” or “micro-atmosphere” around the
sintered components, with
177

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
low oxygen potential and high CO/CO 2 ratio. It is well known, from iron and steel-making processes, that at temperatures
>900°C carbon monoxide is a more efficient reducing gas than pure dry hydrogen. Also CO 2 is efficiently
reduced to CO by solid carbon by means of the Boudouard reaction at temperatures >927°C. It was proposed to
model theoretically the metal-metal oxide-carbon reactions to predict the generation of CO and CO 2 versus temperature
and the projected efficiency for gaseous-metal oxide reduction. These analyses were used to corroborate
the theoretical modelling and also to help with design improvements of semi-closed container systems.
The use of semi-closed containers is envisaged in order to produce and maintain an efficient reducing atmosphere
around the components being sintered. Various semi- closed container designs have been used previously in [11-
16] during authors work on the understanding and development of sintering parameters for manganese and chromium
containing PM alloys. The relatively small volume of reducing gas (CO/CO 2 ) in these containers ensures that
the process is more eco-friendly than when either flowing endogas (unacceptable due to its wetness) or cracked
ammonia (or other nitrogen-hydrogen, minimum 10%, mixture) plus methane addition is employed, as currently in
industry. The use of carbon and/or manganese vapour producing getter systems will be investigated for the purposes
of increased CO/CO2 generation and drying of the ‘micro-climate’, thus ensuring low oxygen potential and
best possible reducing conditions. Avoidance of formation of deleterious manganese and chromium oxides and
chromium nitrides has already been demonstrated.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
The pre-alloyed Höganäs Astaloy CrL and Astaloy CrM powders were used as the base materials. 3% of manganese,
in the form of low-carbon (1.3% C) ferromanganese (77% Mn), and 0.15% ultra fine graphite powder were added to
the base powders in order to prepare two mixtures Fe-3%Mn-1.5%Cr-0.2%Mo-0.15%C and Fe-3%Mn-3%Cr-
0.5%Mo-0.15%C, based on Astaloy CrL and Astaloy CrM, respectively (Fig. 1).
Figure 1. Micrographs of base powders: a) pre-alloyed Astaloy CrL powder, b) pre-alloyed Astaloy CrM powder, c)
ferromanganese Elkem powder, d) graphite powder grade C-UF.
The powders were mixed in a Turbula mixer for 30 min, and compacted in steel dies with zinc stearate lubricated
walls. Two types of compacts were prepared: 55x10x5 mm TRS specimens and ISO 2740 dog-bone tensile test
bars. The green and as-sintered densities of compacts, d0 and d1, respectively, are summarised in Table 1. Before
sintering process, green compacts of each mixture were numbered from 1 to 40. The scheme of sintering is presented
in Table 2. Isothermal sintering was carried out:
• in dry (10 ppm moisture) 5% H2-95% N2 (the flow rate of atmosphere was approximately 1 ml/min) atmosphere
in the laboratory horizontal tube furnace,
• in presence of Mn vapours (a lump of the ferromanganese was placed in the boat), at 1120°C and 1250°C for 60
minutes, employing convective (65°Cmin -1 ) cooling. To improve the local dew point of microatmosphere and to minimise
the loss of manganese due to volatilisation, sintering was carried out in a semi-closed stainless steel container.
178

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The mass of lump of FeMn was 52 g and it was added per 489,5 g of compacts, both rectangular and ISO 2740. The
total number of compacts during single sintering process was 20 - 10 rectangular and ISO 2740. Samples based both
on Astaloy CrL and Astaloy CrM pre-alloyed powders, numbered 6-10, 16-20, 26-30 and 36-40 were subsequently
tempered at 200°C for 60 minutes in air.
Table 1. Green densities, d0, and as-sintered densities, d1, of Fe-Mn-Cr-Mo-C PM steels - mean values for 40
(green compacts) and 20 (as-sintered materials) measurements.
3. RESULTS
Table 2. The scheme of sintering compacts.
The mechanical properties of investigated PM steels are summarised in Table 3 and in Figures 2-9. LECO instruments
were employed to check the chemical composition of Fe-Mn-Cr-Mo-C PM steels. After mechanical tests, the
structure of sintered Mn-Cr-Mo steels was examined using light optical microscopy (LOM) technique.
Table 3. Mechanical properties of Fe-3Mn-Cr-Mo-C steels based on Astaloy CrL
pre- alloyed powder- mean values and standard deviation.
179

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 2. Representative tensile curves for Astaloy CrL-based 3%Mn + 0.15%C PM steels sintered at 1120°C in 5%
H2 / 95% N2 mixture; not tempered (right) and after tempering (left).
Figure 3. Representative tensile curves for Astaloy CrL-based 3%Mn + 0.15%C PM steels sintered at 1120°C in air
+ 52g FeMn (added in the form of a lump); not tempered (right) and after tempering (left).
Figure 4. Representative tensile curves for Astaloy CrL-based 3%Mn + 0.15%C PM steels sintered at 1250°C in 5%
H2 / 95% N2 mixture; not tempered (right) and after tempering (left).
Figure 5. Representative tensile curves for Astaloy CrL-based 3%Mn + 0.15%C PM steels sintered at 1250°C in air
+ 52g FeMn (added in the form of a lump); not tempered (right) and after tempering (left).
180

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 6. Representative tensile curves for Astaloy CrM-based 3%Mn + 0.15%C PM steels sintered at 1120°C in
5% H2 / 95% N2 mixture; not tempered (right) and after tempering (left).
Figure 7. Representative tensile curves for Astaloy CrM-based 3%Mn + 0.15%C PM steels sintered at 1120°C in air
+ 52g FeMn (added in the form of a lump); not tempered (right) and after tempering (left).
Figure 8. Representative tensile curves for Astaloy CrM-based 3%Mn + 0.15%C PM steels sintered at 1250°C in
5% H2 / 95% N2 mixture; not tempered (right) and after tempering (left).
Figure 9. Representative tensile curves for Astaloy CrM-based 3%Mn + 0.15%C PM steels sintered at 1250°C in air
+ 52g FeMn (added in the form of a lump); not tempered (right) and after tempering (left).
181

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Following the results of chemical analysis presented in Table 4, higher sintering temperature contributes the
decarburization effect in investigated steels. This effect is connected with carbothermic reaction between C and
O2 which can be possible during the whole heating and sintering steps. This phenomenon was widely reported
by Cias et al [11]. Also the lower oxygen content in PM steel after sintering at 1250°C suggests the carbon -
oxygen reactions. It has to be also pointed out that sintering in air with additions of FeMn, irrespective to sintering
temperature, contributes to decreasing decarburization effect due to the shortage of hydrogen. Higher nitrogen
level in investigated steels can be explained by nitrogen-rich atmosphere; also porosity which is seen in Figs. 10-11
play important role in nitriding Mn-Cr-Mo PM steels.
Table 4. Chemical composition of investigated not tempered 3Mn-Cr-Mo-0.15C PM
Figure 10. The microstructure of Astaloy CrL-based not tempered steel sintered at 1120°C
(left) and 1250°C (right).
Figure 11. The microstructure of Astaloy CrM-based not tempered steel sintered at 1120°C
(left) and 1250°C (right).
The heterogeneous microstructure of investigated PM steels observed in bright field (Figs. 10 and 11) mainly
consists of martensite or martensite+bainite (lower and upper); also a lot of upper bainitic islands, homogeneous
arranged, were observed.
4. DISCUSSION
The strength properties of PM Mn-Cr-Mo-C steels obtained during investigations indicate that these steels can be
classified as medium-to-high strength wrought steels. As was shown in Tables 1, compacts based on Astaloy CrL
pre-alloyed powder are characterised by a little bit higher densities than those based on Astaloy CrM powder. It can
be connected with better compressibility of powder mixture containing less chromium and molybdenum.
Mechanical properties of investigated PM steels were summarised in Tables 3 and in Figures 2-9. High temperature
sintering of steels based on Astaloy CrL powder in 5%H2-95% N2 mixture and their tempering doesn’t influence
on strength properties of investigated steels. UTS and TRS strengths and R0,2 yield offset are comparable
182

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
for tempered and not tempered samples; toughness and hardness values recorded for not tempered samples
increased by 4.8% and 25% than those obtained for as-tempered steels.
There are some materials e.g. gray cast iron or porous steels for which the initial elastic portion of the stress-strain
curve is not linear; hence, it is not possible to determine a modulus of elasticity as for wrought steel. For this
nonlinear behaviour, either tangent or secant modulus is used. Tangent modulus is taken as the slope of the stressstrain
curve at some specified level of stress, while secant modulus represents the slope of a secant drawn from
the origin to some given point of the stress-strain curve. For the investigated specimens the proportional limit stress
was ~160MPa and Young modulus at this limit (measured either as secant or tangent modulus) was 150GPa (146-
160GPa measured using ultrasonic technique).
The mechanical properties of both group of steels (Astaloy CrL and Astaloy CrM-based materials) are comparable,
irrespective of sintering atmosphere. Not tempered steels, sintered in air with addition of 52g of FeMn obtained
higher mechanical properties.
After sintering at 1120°C in 5%H2-95% N2 mixture, irrespective of heat treatment, the comparable mechanical
properties of investigated PM steels were obtained. Mechanical properties of steels based on Astaloy CrM prealloyed
powder, sintered at 1250°C in air with addition of 52g of FeMn were higher or comparable to properties of
low- chromium, low-molybdenum steels sintered at the same temperature in 5%H2-95% N2 atmosphere.
A specific characteristic of manganese in relation to sintering mechanisms is its vapour pressure, the highest of all
the alloying elements in PM structural steels. Its significance was first recognised by Salak [17, 18], who reported
that manganese sublimation and evaporation plays a significant part in such phenomena as homogenisation and
self-gettering action of Mn vapour. The observed rapid alloying of iron particles in Mn steels can only be accounted
for by transport of manganese via gaseous phase.
High manganese vapour pressure make possible manganizing of the sintered alloy, a process the diffusion
of manganese into the surface of a metal, particularly the steel compacted powder particles, and improve its
mechanical properties. This may be achieved by sintering the compacts (open-porous material) at 1100-1250°C
in a sealed boat packed with compacts and ferromanganese lumps and with an inert gas/manganese vapour
atmosphere. Additionally manganese and carbon loss is lowered.
The effect low temperature sintering (at 1120°C) and the use tempering on increasing the strength properties,
irrespective of chemical composition of sintering atmosphere, in Astaloy CrL based steel was observed. When
tempering wasn’t carried out, the higher properties were recorded for steel sintered in air with addition of 52 g of
FeMn.
Chemical analysis has showed (Table 4), that reduction of oxides is more advanced in 5%H2-95% N2 atmosphere.
It can be pointed out that the addition of 52 grams of ferromanganese is not sufficient to oxide reduction presented
in sintered steels. Higher amount of nitrogen in compacts can be explained by nitriding in nitrogen-rich atmosphere.
The highest decarburization was observed for Astaloy CrL-based steels sintered at 1250°C in the presence of
hydrogen. This phenomenon was also recorded in Astaloy CrM-based steels sintered in air with addition of 52g
FeMn.
5. CONCLUSIONS
Assuming present work, the following conclusions can be drawn:
1. The effect of heat treatment on the mechanical properties of Astaloy CrL-based steels sintered at 1250°C in 5%
H2 / 95% N2 mixture was not observed.
2. Mechanical properties of Astaloy CrM-based steels sintered at 1250°C in air + FeMn were comparable or higher
than those recorded for low-chromium, low- molybdenum PM steels.
3. Low temperature sintering (1120°C) and the use of tempering, irrespective of sintering atmosphere, allow
increasing strength properties of low-chromium, low- molybdenum PM steels.
4. Not tempered, low-chromium, low-molybdenum PM steels sintered in air + 52 g FeMn obtained higher mechanical
properties than those sintered in nitrogen/hydrogen mixture.
5. The addition of lump of ferromanganese in amount of 52 g is not sufficient for oxides reduction.
6. Both higher sintering temperature and the presence of hydrogen in sintering atmosphere are favourable for
decarburization effect in sintered steels.
7. The heterogeneous microstructure of investigated PM steels mainly consists of martensite or martensite+bainite
(lower and upper).
183

ACKNOWLEDGEMENTS
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The financial support of the Ministry of Science and Higher Education under the contract no N N507 477237 (AGH
no 18.18.110.961) is gratefully acknowledged.
REFERENCES
1. Cias, A., Development and Properties of Fe-Mn-(Mo)-(Cr)-C Sintered Steels, Ed. AGH-UST, Krakow, Poland,
2004.
2. Youseffi, M., Mitchell, S.C., Wronski, A.S., Cias, A., “Sintering, Microstructure, and Mechanical Properties of PM
Manganese-Molybdenum Steels”, Powder Metallurgy, Vol. 43, No. 4, pp. 353-358, 2000.
3. Cias, A., Mitchell, S.C., Wronski, A.S., “Microstructure and Properties of PM 0.6%C Manganese Steels”, Proc.
of the 1998 Powder Metallurgy World Congress, EPMA, Granada, Spain, Vol. 3, pp. 179-184, 1998.
4. Cias, A., Mitchell, S.C., Watts, A., Wronski, A.S., “Microstructure and Mechanical Properties of Sintered (2-4)Mn-
(0.6-0.8)C Steels”, Powder Metallurgy, Vol. 42, No. 3, pp. 227-233, 1999.
5. Mitchell, S.C, Wronski, A.S., Cias, A., Stoytchev, M., “Microstructure and Mechanical Properties of Mn-Cr-Mo-C
Steels Sintered at >1140C”, Advances in Powder Metallurgy and Particulate Materials, Vol .2, part 7, MPIF,
pp. 129 to 144, 1999.
6. Mitchell, S.C., Becker, B.S., Wronski, A.S., “Further Alloying Additions to PM Fe- Mn-C Steels”, Proc. of the 2000
PM World Congress, Kyoto, Japan, The Japan Soc. Of Powder and Powder Metallurgy, Vol. II, pp. 923-926,
2001.
7. Slesar, M., Danninger, H., Sulleiova, K., “Microstructure Formation and Fracture Processes in Fe-C Systems
Sintered in Nitrogen”, Powder Metallurgy Progress, Vol. 2, No 4, pp. 199-210, 2002.
8. Kremel, S., Danninger, H., Yu, Y., “Effect of Sintering Conditions on Particle Contacts and Mechanical Properties
of PM Steels Prepared from 3%Cr Prealloyed Powder”, Powder Metallurgy Progress, 2, pp. 211-221, 2002.
9. Mitchell, S. C., Cias, A., “Carbothermic Reduction of Oxides During Nitrogen Sintering of Manganese and Chromium
Steels”, Powder Metallurgy Progress, Vol. 4, No 3, pp. 132-142, 2004.
10. Bocchini G. F., “Influence of Controlled Atmospheres on the Proper Sintering of Carbon Steels”, Powder Metallurgy
Progress, Vol. 4, No 1, pp. 1-34, 2004.
11. Cias, A., Mitchell, S. C., Pilch, K., Cias, H., Sulowski, M., Wronski A.S., “Tensile Properties of Fe-3Mn-0.6/0.7C
Steels Sintered in Semi-closed Containers in Dry Hydrogen, Nitrogen and Mixtures Thereof”, Powder Metallurgy,
Vol. 46, No 2, pp. 165-170, 2003.
12. Cias, A., Mitchell, S. C., Sulowski, M., Wronski, A. S., “Sinter-hardening of Fe- Mn-C Steels”, Proc. of Euro
PM2001, EPMA, Nice, France, Vol. 4, pp. 246-251, 2001.
13. Cias, A., Mitchell, S.C., Wronski, A. S., “Mechanical Properties of Chromium PM Steel Sintered in Technical Nitrogen”,
Proc. of PM 2004 World Congress & Exhibition, EPMA, Vienna, Austria, Vol. 2, pp. 7-12, 2004.
14. Cias, A., Wronski, A.S., “Mechanical Properties Distributions of PM Manganese Steels Analysed by Gaussian
and Weibull Statistics”, Powder Metallurgy, Vol. 53, No 4, pp. 328-335, 2010.
15. Salak, A., Selecká, M., Bures, R., “Manganese in Ferrous Powder Metallurgy”, Powder Metallurgy Progress,
Vol. 1, No 1, pp. 41-58, 2001.
16. Hryha E., ∼ajkova E., Dudrová E., “Study of Reduction/Oxidation Processes in Cr- Mo Prealloyed Steels During
Sintering by Continuous Atmosphere Monitoring”, Powder Metallurgy Progress, Vol. 7, No 4, pp. 181-197,
2007.
17. Salak, A., “Effect of Extreme Sintering Condition upon Properties of Sintered Manganese Steels”, Powder
Metallurgy International, Vol. 16, No. 6, pp. 260- 263, 1984.
18. Salak, A., Selecka M., Bures, R., “Manganese in Ferrous Powder Metallurgy”, Powder Metallurgy Progress,
Vol. 1, no 1, pp. 41-58, 2001.
184

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
HÖGANAS’ NEW LEAN ALLOYS FOR PM PARTS
Philippe SZABO*, Eda YILMAZTÜRK YÜKSEKDAĞ**
*Höganas AB, France Office, 1117 Avenue Edouard Herriot, B.P. 117, F 69654, Villefranche sur Saone Cedex,
France, philippe.szabo@hoganas.com
**Höganas AB, Turkey Agency Office, Eksper Endustriyel Hammadde ve Dis Ticaret Ltd Sti, Sipahioglu Caddesi,
Salkim Apartmani, No:11 D:13, 34149, Yesilyurt, Istanbul, Turkey, eda@eksperdisticaret.com
ABSTRACT
In order to cut costs and to be less sensitive to price versatility of raw materials, Höganäs AB recently developed
and put in mass production 2 new promising materials. Presented paper will cherry pick among examples of typical
results which can be achieved with these 2 products:
- The so called Distaloy® AQ, is part of the famous Höganäs AB’s family line of “Distaloy” (pre-diffusion
alloyed powders). Distaloy® AQ is specifically designed to get very interesting mechanical properties after
standard heat treatments & tempering. It could also allow high compressibility and very easy machinability
after standard sintering.
- The so called Astaloy® CrA, is part of the Höganäs AB’s family line of pre-alloyed Cr content powders.
Due to Cr content process routine shall use N2 + H2 for furnace atmosphere. Astaloy® CrA is designed to get
very nice global properties with standard sintering conditions. These properties will be emphasized a lot within
sinterhardening conditions and small addition of Copper or Ni.
Key Words: Distaloy AQ, Astaloy CrA, Alloyed Iron Powders, Mechanical Properties of PM Parts.
1. BACKGROUND FOR STRUCTURAL PARTS IN PM
It is well known that traditional materials for PM parts often include copper, nickel, or molybdenum in quantities of
totally 2-6%.
Due to recent cost increases & cost versatility for these alloying elements, these materials are becoming less competitive
compared to solid steel process routes. (Figure 1.)
With a low alloy route, the sensitivity to price fluctuations can be reduced, and a robust product from an economical
point of view can be ensured.
Figure 1. Price changes for metals in max. and min. levels during 5 years and 1 year periods.
1.1. Höganäs’ Routes To Be Less Sensitive To ”Versatile Material Costs”
In order to reduce the amount of alloying elements and/or change the nature of alloying elements, Höganäs decided
to work on LEAN ALLOYS way. Constraints being to use standard PM process routines and obviously to get good
level of properties for the PM parts.
This presentation is done in order to present 2 new alloys designed by Höganäs, called DISTALOY® AQ and
ASTALOY® CrA .
1.2 eminder Of Höganäs’ Standard Grades
Höganäs is working for PM structural parts for a very long time. Its portfolio is very large and it is covering Sponge
Powders, Atomized powders and famous brand names as Distaloys and Astaloys.
All these root materials able to be mixed in Premix, Starmix and Densmix ways. (Figure 2.)
185

2. DISTALOY® AQ
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 2. Key elements of powders portfolio and Lean Alloys in green.
CHEMICAL COMPOSITION : Fe base + 0.5% Mo + 0.5% Ni.
The Iron Base powder is the “high purity” atomized ASC100.29. Mo and Ni elements are diffusion- alloyed elements
(Figure 3.)
Figure 3. Sketch of a pre-diffusion alloyed particle.
The diffusion-alloying process allows for high compressibility together with good consistency of properties on the
PM components.
The key process routine is defined as: COMPACTION + STANDARD SINTERING + CONVENTIONAL HEAT
TREATMENT
186

2.1 Properties
2.1.1 Green and Sintered Density
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 4. Green density levels, in different compaction levels and in different lubricants additions.
Figure 5. Sintered density levels, in different compaction levels, in different lubricant additions and in different
sintering temperatures.
Compaction and sintering conditions are within, 600 and 700 MPa/70ºC compaction, 0.6% Lube E used as lubricant,
sintering done at 1120ºC for 30 minutes and at 1250ºC for 1h, with 90/10 N 2 /H 2 atmosphere, no forced cooling
was applied.
2.1.2 Sintered Properties and Typical Microstructures
Figure 6. Dimensional Change after sintering at the
same sintering conditions, due to added graphite
content before sintering.(Green Line: 700 MPa compaction
to 7,25 g/cm 3 density, Blue Line: 600 MPa
compaction to 7,10 g/cm 3 density)
187
Figure 7. Hardness variation after sintering
at the same sintering conditions, due to the
added graphite content before sintering.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 8. Tensile strength variation after sintering at the same sintering conditions, due to the added graphite
content before sintering.
Figure 9. Microstructure of Distaloy AQ + 0.46%C Figure 10. Microstructure of Distaloy AQ + 0.78%C
2.1.3 Heat Treated Properties
Compaction + Sintering + Heat Treatment conditions are within 20 min, 920ºC, C-neutral, oil quench, tempering
200ºC 1h in air.
Figure 11. Tensile Strength variation after Q&T heat
treatment at the same heat treatment conditions due
to the graphite content in the part.
188
Figure 12. Hardness variation after Q&T heat
treatment at the same heat treatment conditions due
to the graphite content in the part.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 13. Elongation variation after Q&T heat treatment
at the same heat treatment conditions due to
the graphite content in the part.
2.1.4 Typical Performances
Figure 15. Tensile Strength comparison of different
grades, after the same sintering conditions.
Figure 17. Hardness comparison of different grades,
after the same sintering conditions.
3. ASTALOY® CrA
CHEMICAL COMPOSITION: Fe base + 1.8% Cr, Fully Pre-Alloyed
189
Figure 14. Impact Energy variation after Q&T heat
treatment at the same heat treatment conditions due
to the graphite content in the part.
Figure 16. Yield Strength comparison of different
grades, after the same compaction and sintering
conditions
Figure 18. Elongation comparison of different grades,
after the same compaction and sintering conditions.

3.1 Properties
3.1.1 Green Density
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 20. Green Density variation of Astaloy CrA depending on different compaction pressures and different
lubrication systems.
3.1.2 Sintered and Sinterhardened Properties
Figure 21. Sintered and Sinter Hardened Properties of Astaloy CrA according to different process parameters.
3.1.3 Typical Microstructures
Figure 19. Sketch of a pre-alloyed particle. The key process routine
is defined as: COMPACTION + STANDARD SINTERING or SINTER-
HARDENING in N2+H2 Atmosphere.
In this section, different examples of microstructures depending on Carbon content, sinter-hardening conditions
and different Copper or Nickel additions are displayed.
190

Standard Sintering
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 22. Microstructure of Astaloy CrA with %0,4
sintered carbon content shows Pearlitic structure with
around %5 ferrite inside.
Figure 24. Microstructure of Astaloy CrA with %0,8 sintered carbon content shows totally Pearlitic structure.
Astaloy CrA is basically a pearlitic material regardless of treatment under ”normal” un-alloyed conditions.
Sinter-hardening at Cooling Rate 3 – 4 °C/sec
Figure 25. Microstructure of Astaloy CrA with %0,4
sintered carbon content shows Pearlitic structure with
around %5 ferrite inside.
191
Figure 23. Microstructure of Astaloy CrA with %0,6
sintered carbon content shows totally Pearlitic structure.
Figure 26. Microstructure of Astaloy CrA with %0,6
sintered carbon content shows totally Pearlitic structure.
Figure 27. Microstructure of Astaloy CrA
with %0,8 sintered carbon content shows
totally Pearlitic structure.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
In sinterhardened conditions, the pearlite will be finer and some islands of martensite will form. Astaloy CrA is basically
a perlitic material regardless of treatment under “normal” un-alloyed conditions.
Ni or Cu Admixing (Sinterhardened Microstructures, cooling rate 3-4ºC/s)
Figure 28. Microstructure of Astaloy CrA + %2 Ni with
%0,6 sintered carbon, shows Martensitic structure
with %20 pearlit as well.
4. CONCLUSIONS
Distaloy AQ, is a newly developed “diffusion-alloyed” low Mo & Ni containing powder, suitable for manufacturing of
high performance PM components after sintering at 1120°C + conventional heat treatment .
The optimum carbon content for this lean alloyed steel is between 0.5% and 0.6%.
Tensile strengths of 800 ~1300 MPa can be achieved with the density level from 6.8 to 7.25 g/cm 3
Astaloy CrA , is a newly developed “pre-alloyed” Cr containing powder, suitable for manufacturing of high performance
PM components, after sintering at 1120°C .
Depending on carbon content, tensile strength levels from 500 MPa to 700 MPa can be obtained after conventional
sintering at 1120 ºC.
By adding Cu or Ni to Astaloy CrA; materials that possess good hardenability and thereby give excellent response
to sinter hardening operations can be obtained. Martensitic structures can be achieved already at cooling rates of
2.0 ºC/s at a density of 7.0 g/cm3 .
At a sintered carbon content of 0.5-0.6% Tensile Strength around1000 MPa is obtained with 1% Cu addition and
around 1100 MPa can be obtained by a Ni addition of 2%.
Hardness levels in the range of 300-400HV10 and elongation in the range 0.5 to 0.8 % can be obtained for both
alloyed materials after sinter hardening.
“All results and figures thank to Ulf Engström and team from Höganäs AB”
Figure 29. Microstructure of Astaloy CrA + %1 Cu
with %0,6 sintered carbon, shows Martensitic
structure with around %10 pearlite and some Bainite.
192

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
AN EXAMINATION OF COBALT EFFECT ON HEAT TREATED POWDER
METALLURGICAL TOOL STEELS
Ş. Hakan ATAPEK*, Şeyda POLAT*, Serap GÜMÜŞ*,
Ersoy ERİŞİR* and Gözde S. ALTUĞ*
* Kocaeli University, Faculty of Engineering,
Department of Metallurgical and Materials Engineering, 41380, Kocaeli, hatapek@kocaeli.edu.tr, seyda@kocaeli.
edu.tr, sgumus@kocaeli.edu.tr, eerisir@kocaeli.edu.tr, gsultan.altug@gmail.com
ABSTRACT
In this study, two commercial grades of powder metallurgical tool steels (DIN 1.3394 and 1.3395) are investigated to
determine cobalt effect on the matrix, carbide distribution and hardness in soft annealed and hardened conditions.
The steels have a similar composition of 1.30C, 4.20Cr, 6.40W, 5.00Mo and 3.10V, with the exception that DIN
1.3394 steel has 8.50Co as well. In order to investigate the primary carbides, soft annealing and solution annealing
heat treatments were carried out. The specimens were heated stepwise (650 ºC, 850 ºC and solution annealing
temperature) and hardened at 1000 ºC, 1100 ºC and 1200 ºC for 15 min followed by water quenching. In the first
step, all samples are prepared by grinding and then ground surfaces are polished. Nital and Beraha solutions
are used as etchants. Electrolytic etching is then carried out with AC2-I solution to characterize the matrix phase
(martensite) after hardening. In the second step, all samples are examined using scanning electron microscope
and energy dispersive x-ray spectrometer to investigate the carbide type in the matrix. In the third step, hardness
values of the steels are determined in Vickers scale. The microstructural characterization reveals that DIN 1.3395
steel exhibits dispersed M 6 C and MC type carbides and carbides have poor interfaces with the matrix. On the other
hand, DIN 1.3394 steel has M 6 C and MC carbides in the matrix, with skeleton morphology, due to cobalt wetting.
Vickers hardness measurements show that DIN 1.3394 steel has a higher hardness value than DIN 1.3395 steel
due to strengthening effect of cobalt in ferrite.
Keywords: Tool steels, Powder Metallurgy, Microstructure, Carbides, Cobalt Wetting.
1. INTRODUCTION
Proper heat treatment of tool steels is essential for their properties. Powder metallurgical (PM) tool steels have
similar heat treatment routes as conventional tool steels, but they respond more rapidly to heat treatments due to
their more uniform microstructure and finer carbides [1, 2]. PM tool steels may include cobalt as alloying element.
Costly addition of cobalt increases solidus temperatures, thus permitting the use of higher solution temperatures.
Furthermore, cobalt enhances hot hardness and temper resistance by promoting a finer carbide size, without entering
the carbide lattice [1, 3]. The properties of tool steels are determined by the type, distribution and morphology
of the primary carbides. The secondary carbides, precipitated during tempering, determine the hot hardness of the
material [4]. Depending on the chemical composition of PM tool steels and on the cooling rate, following types of
primary carbides appear in the alloyed steels after solidification: MC, M 2 C and M 6 C. Other carbides are of a minor
importance [5]. During high temperature annealing, unstable M 2 C carbides decompose into M 6 C and MC carbides
[5-7].
In tool steels, the improvement in the cutting performance with the addition of cobalt is indisputable. The more difficult
the material is to machine, the more effective the addition of cobalt to the tool steel. Cobalt dissolves in iron
(ferrite and austenite) and strengthens it at the same time imparting high temperature strength. During solution heat
treatment to dissolve the carbides, cobalt helps the resist grain growth so that higher solution temperatures can
be used to ensure the dissolution of higher percentage of carbides. Steels are quenched after solution annealing
and a microstructure consisting of hard martensite with fine alloy carbides is obtained. Tempering will cause the
precipitation of ultrafine carbides still in solution and maximum hardness will be attained. Here, cobalt plays another
193

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
important role, in that it delays their coalescence. This is important as it means that during cutting, the structure
is stable up to higher temperatures. Thus, cobalt-containing tool steels are capable of retaining strength at higher
temperatures [8-10].
In the present study, cobalt effect on the matrix of a soft annealed powder metallurgical tool steel was investigated.
DIN 1.3394 and DIN 1.3395 powder metallurgical steels in soft annealed and hardened conditions were examined
using light microscope (LM), scanning electron microscope (SEM) and energy dispersive x-ray spectrometer (EDS).
M 6 C and MC type carbides were found. Cobalt alloying resulted in a skeleton morphology of carbides due to wetting.
2. EXPERIMENTAL STUDY
2.1. Materials
Two commercial grades of powder metallurgical tool steels, DIN 1.3394 and DIN 1.3395, were used in the experimental
studies. The chemical compositions of the experimental steels are listed in Table 1. The soft annealing and
solution annealing heat treatments were carried out in order to investigate the primary carbides. The specimen size
of 10mm x 10mm x 15mm was used. The specimens were heated stepwise (650 ºC, 850 ºC and solution annealing
temperature) and hardened at 1000 ºC, 1100 ºC and 1200 ºC for 15 min followed by water quenching. Hardness
values of the steels for soft annealed condition were measured in Vickers scale. After three measurements, a mean
value of hardness was determined as 204.7 HV10 for DIN 1.3395 and 285.2 HV10 for DIN 1.3394. As can be seen
from the hardness measurements, Co-free steel has a lower hardness value than the one having 8.50Co (wt. %).
Table 1. Chemical compositions of the experimental steels (wt.%).
Materials C Cr Mo V W Co Fe
DIN 1.3395 1.30 4.20 5.00 3.10 6.40 - balance
DIN 1.3394 1.30 4.20 5.00 3.10 6.40 8.50 balance
2.2. Metallographical preparations and microscopic examinations
The specimens were metallographically prepared. After grinding, they were polished using diamond pastes with
particle sizes of 3 μm. Beraha II (100 ml H 2 O +20 ml HCl + 0.3–0.6 g of potassium metabisulfite) and % 3 nital
solutions were used as etching agents. Electrolytic etching was then carried out with AC2-I solution to characterize
the matrix phase (martensite) after hardening. Zeis Axitotech 100 model light microscope, Jeol JSM 6060 model
scanning electron microscope and energy dispersive x-ray spectrometer were used to observe the morphology of
carbides and to analyze their chemical compositions.
3. RESULTS AND DISCUSSION
3.1. Microstructural characterization in soft annealed condition
The microstructures of DIN 1.3395 and DIN 1.3394 grade tool steels in soft annealed condition are given in Figure
1. Cobalt free DIN 1.3395 tool steel has random distributed carbides in matrix phase (Figure 1a). As shown in
Figure 1b, cobalt affects the distribution of carbides. A skeleton structure of carbides is seen after soft annealing.
Figure 1. SEM micrographs of tool steels in soft annealed condition, electrolytic etching; (a) DIN 1.3395 and (b)
DIN 1.3394.
194

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.2. Microstructural characterization in solution annealing condition
In order to reveal the primary carbides in martensitic matrix, electrolytic etching was carried out using AC2-I solution.
Figure 2 shows a SEM micrograph of DIN 1.3395 steel after solution annealing at 1000°C for 15 min. Micrometer
sized MC (grey) and sub-micrometer sized M 6 C (white) primary carbides exist in the microstructure. It should
also be mentioned that deep etching reveals also martensitic plates of the matrix phase.
Figure 2. SEM micrograph of DIN 1.3395 after solution annealing at 1000 °C for 15 min., electrolytic etching.
The carbides (MC and M 6 C) and the matrix could be differentiated in this sample by using secondary electron (SE)
imaging and backscattered electron (BSE) imaging (Figure 3). Since the carbides vary strongly in composition, W/
Mo (higher atomic number than Fe in the matrix) rich M 6 C carbides appear in white contrast. On the other hand,
MC carbides rich in V (atomic number close to Fe in the matrix) appear in gray and cannot be distinguished from
the matrix in Figure 3b.
Figure 3. SEM micrographs of DIN 1.3395 after solution annealing at 1000 °C for 15 min., etched by Beraha; (a)
SE mode and (b) BSE mode.
In order to determine the chemical compositions of the primary carbides, microanalysis was carried out using EDS
(Figure 4 and 5). The spot analyses (Figure 4b and 5b) revealed two types of primary carbides, tungsten and molybdenum
being present in both. According to the EDS peaks, M 6 C carbides include mainly W and Mo (Figure 4b),
whereas in primary MC carbides V exists as well and is dominant (Figure 5b). As it is seen, there is no cobalt content
in both carbides. Cobalt takes place in iron lattice to strengthen the matrix phase.
Figure 4. (a) SEM micrograph and (b) EDS analysis of M 6 C carbides.
195

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 5. (a) SEM micrograph and (b) EDS analysis of MC carbides.
The microstructure of primary carbides in 8.5% cobalt alloyed PM steel (DIN 1.3394), after solution annealing at
1000 °C for 15 min. is given in Figure 6. Similar primary carbides appear in DIN 1.3394 steel as well, however their
distribution in matrix phase is markedly different than DIN 1.3395 case. The wetting effect of cobalt results in orientation
of carbides rather than random distribution.
Figure 6. SEM micrograph of DIN 1.3394 after solution annealing at 1000 °C for 15 min., electrolytic etching.
The microstructures observed in solution annealed samples, etched by nital and Beraha solutions, are presented in
Figures 7-12. The steel (DIN 1.3395), heated up to 1000°C and then quenched, has random distributed carbides in
the matrix (Figure 7). However, as the hardening temperature increases the amount of the carbides in the matrix decreases
(Figures 8 and 9). This indicates that temperature promotes the dissolubility of the alloying element in iron
lattice. In Figure 9, the mobility of grain boundaries is clearly seen in DIN 1.3395 tool steel heated up to 1200°C.
Effect of cobalt on wetting is seen in the matrix as given in Figures 10-12. The matrix of DIN 1.3394 tool steel
heated up to 1000°C exhibits fine and homogeneous carbides and it is obvious that there is no significant effect
on the dissolubility of the carbides due to heating (Figure 10). As the heating temperature increases, the tendency
of austenite grain size to be coarsened increases (Figures 11 and 12). Both steels showed grain coarsening with
increasing annealing temperature.
Figure 7. Micrograph of DIN 1.3395 tool steel. Solution annealing temperature : 1000°C, etched by nital +
Beraha II solution.
196

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 8. Micrograph of DIN 1.3395 tool steel. Solution
annealing temperature : 1100°C, etched by nital +
Beraha II solution.
Figure 10. Micrograph of DIN 1.3394 tool steel. Solution
annealing temperature : 1000°C, etched by nital +
Beraha II solution.
Figure 12. Micrograph of DIN 1.3394 tool steel. Solution annealing temperature : 1200°C, etched by nital +
Beraha II solution.
4. CONCLUSION
Powder metallurgical high-speed steels were soft annealed and hardened. Primary carbides observed in the matrix
were analyzed using scanning electron microscope and energy dispersive spectrometer. The following preliminary
results were obtained:
(i) Soft annealing revealed that cobalt had a significant effect on the carbide distribution in matrix phase. A skeleton
structure of carbides was seen in DIN 1.3394 steel.
197
Figure 9. Micrograph of DIN 1.3395 tool steel. Solution
annealing temperature : 1200°C, etched by nital +
eraha II solution.
Figure 11. Micrograph of DIN 1.3394 tool steel. Solution
annealing temperature : 1100°C, etched by nital +
Beraha II solution.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(ii) After solution annealing, SEM investigations and EDS analyses indicated that the primary carbides were of M 6 C
and MC type.
(iii) Comparison of hardened steel with soft annealed condition revealed that the secondary carbides remained
undissolved after solution annealing at 1000°C. When the micrographs are considered, as temperature of solution
annealing increases the amount of carbides within the matrix decreases due to dissolutions.
(iv) In solution annealed samples, grain coarsening was observed for both steels as annealing temperature increased.
References
1. Davis, J. R., ASM Specialty handbook: Tool Materials, ASM International, Materials Park, OH-USA, 1995.
2. Roberts, G., Krauss, G., Kennedy, R., Tool Steels, ASM International, Materials Park, OH-USA, 1998.
3. Fischmeister, H. F., Karagöz, Ş., Andrén, H. O., “An Atom Probe Study of Secondary Hardening in High Speed
Steels”, Acta Metall, Vol. 36, pp. 817-825, 1988.
4. Riedl, R., Karagöz, Ş., Fischmeister, H. F., Jeglitsch, F., “Developments in High Speed Tool Steels”, Steel
Research, Vol. 58, pp. 339-352, 1987.
5. Pippel, E., Woltersdorf, J., Pöckl, G., Lichtenegger, G., “Microstructure and Nanochemistry of Carbide Precipitates
in High-Speed Steel S 6-5-2-5”, Materials Characterization, Vol. 43, pp. 41-44, 1999.
6. Lee, E. S., Park, W. J., Baik, K. H., Ahn, S., “Different Carbide Types and Their Effect on Bend Properties of a
Spray-Formed High Speed Steel”, Scripta Materialia, Vol. 39(8), pp. 1133-1138, 1998.
7. Zhou, X., Fang, F., Li, G., Jiang, J., “Morphology and Properties of M 2 C Eutectic Carbides in AISI M2 Steel”, ISIJ
International, Vol. 50(8), pp. 1151-1157, 2010.
8. ASM Handbook, Machining, Vol. 16, pp. 51-59, ASM International, Ohio-USA, 1989.
9. Moiseev, V. F., Geller, Y. A., “Effect of Cobalt on Structure and Properties of Fast-Cutting Steel”, Metal Science
and Heat Treatment, Vol. 7(4), pp. 245-249, 1965.
10. Gulyaev, A. P., Kupalova, I. K., “Effect of Cobalt on the Structure and Properties of High-Speed Steels, Metal
Science and Heat Treatment, Vol. 12(8), pp. 666-671, 1970.
198

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
FORMING
PROCESSES
www.turkishpm.org
199

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
NI 625 SüperalaşImlarININ Toz eNjekSiyoN
kalIplama yöNTemiyle üreTilmeSi
özgür özGüN * , H. Özkan GÜLSOY ** , Fehim FINDIK *** , Ramazan YILMAZ ****
* Bingöl Üniversitesi, Teknik Bilimler Meslek Yüksekokulu, Bingöl, Türkiye, oozgun@bingol.edu.tr
** Marmara Üniversitesi, Teknoloji Fakültesi, Göztepe, İstanbul, 34722, Türkiye
** TÜBİTAK MAM, Malzeme Enstitüsü, Gebze - Kocaeli, 41470, Türkiye, ogulsoy@marmara.edu.tr
*** International University of Sarajevo, Faculty of Engineering and Natural Sciences
Department of Mechanical Engineering, 71000 Sarajevo, Bosnia-Herzegovina, ffindik@ius.edu.ba
**** Sakarya Üniversitesi, Teknoloji Fakültesi, Esentepe Kampüsü, 54187, Sakarya, Türkiye, ryilmaz@sakarya.edu.tr
özeT
Toz Enjeksiyon Kalıplama (TEK) metalik ve metalik olmayan çeşitli boyutlardaki karmaşık şekilli parçaların üretiminde
yüksek katma değere sahip ve gelişmekte olan bir teknolojidir. Süperalaşımların otomotiv, havacılık, medikal ve
endüstriyel uygulamalardaki üstün özellikleri nedeniyle demir, krom ve/veya kobalt içeren nikel esaslı süperalaşımların
geliştirilmesi üzerine araştırmalar yoğunlaştırılmıştır. Bu çalışmada nikel esaslı süperalaşımların TEK yöntemi
ile üretilmesi ve optimum üretim parametrelerinin incelenmesi gerçekleştirilmiştir. Deneysel çalışmalar için nikel
esaslı süperalaşım grupları içerisinde önemli bir yere sahip olan NI 625 tipi süperalaşım tozları, parafin mum (PM),
polipropilen (PP), brezilya mumu (BM) ve stearik asit (SA) içeren çok bileşenli bir bağlayıcı sistemi ile karıştırılmıştır.
Elde edilen karışım granül haline getirildikten sonra enjeksiyonla kalıplanarak standart çekme çubuğu formu kazandırılmıştır.
Kalıplama sonrasında NI 625 numunelerinin polimerik malzemelerden arındırılması amacıyla solvent ve
termal bağlayıcı giderme işlemleri uygulanmıştır. Bağlayıcısı giderilen numuneler DSC ve dilatometre analizlerine
tabi tutularak, farklı sıcaklıklarda ve yüksek vakum altında sinterlenmiştir. Üretilen numunelerin yoğunluk ölçümleri
ve optik mikroskop incelemeleri yapılmıştır. Sinterleme sıcaklığı artışına bağlı olarak yoğunluk değerleri artış göstermiş
ve en yüksek yoğunluk değerine 1300 o C’de sinterlenen numunelerin sahip olduğu gözlenmiştir.
anahtar kelimeler: Toz Enjeksiyon Kalıplama, Süperalaşım, NI 625, Sinterleme.
PRODUCTION OF NI 625 SUPERALLOYS BY POWDER
INjecTIoN mouldING meThod
ABSTRACT
Powder injection molding (PIM) is a maturing technology which is highly useful for the production of complex metallic
and non-metallic parts of various sizes. Considering the advantageous properties of superalloys in automotive,
aerospace, medical, and industrial applications, the development of nickel based superalloys containing iron,
chromium and/or cobalt have become of great interest in recent years. In this work we present our effort made on
developing nickel based superalloys by PIM process. A multiple component binder system consisting of paraffin
wax (PA), polypropylene (PP), carnauba wax (CW), and stearic acid (SA) were mixed with metal powder (62.5
vol.%). NI 625 was prepared and injection molded as standard tensile bars. Solvent and thermal debinding process
was employed to remove the polymeric materials. An optimized sintering cycle derived from differential scanning
calorimetry (DSC) was used to sinter the specimens at different temperatures and in a high vacuum furnace. After
production, a number of density measurements and light microscopes examinations were conducted. Density values
of the materials increases depending on increasing of the sintering temperature and the highest density value
was obtained for the sample sintered at 1300 o C.
key words: Powder Injection Moulding, superalloy, NI 625, sintering
200

1. Giriş
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Enjeksiyon kalıplama yüksek boyutsal hassasiyete sahip ürünleri kusursuz, ince taneli yapıda ve mekanik özellikleri
anizotropik olmayacak bir şekilde üretmeyi mümkün kılmakla birlikte; %95’in üzerinde verim sağlayan, parça üretimindeki
işçiliği 3 kat veya daha da aşağı düşüren ve ilk yatırım maliyeti düşük olan bir üretim yöntemidir. Enjeksiyon
kalıplamayla tek aşamada kalıplanan ve sinterlenen parçaların yoğunluğu geleneksel yöntemlerle preslenerek sinterlenen
parçalardan daha yüksek olup mukavemetleri döküm ve haddeleme ile üretilenlere yakındır [1].
Nikel esaslı süperalaşımlar gaz türbinleri, uçak motoru bileşenleri, jet motorları için kritik parçalar, roket motorları,
nükleer parçalar¸ takım malzemeleri ve metaller için sıcak işlem kalıplarında en sık kullanılan malzemelerdir [2]. NI
625 ve NI 718 mühendislik uygulamalarında en başarılı uygulanmış süperalaşımlar arasında yer almaktadırlar [3].
Nikel esaslı bir süperalaşım olan NI 625 alaşımı mukavemet ve korozyon dayanımının mükemmel bir kombinasyonunu
sergilemektedir. Cr, Mo ve Nb gibi temel alaşım elementlerini içeren bu malzeme katı çözelti ile mukavemetlenen
bir alaşım olarak sınıflandırılmıştır [4,5]. Mikroyapısal kararlılığından dolayı servis sıcaklığı kriyojenik sıcaklıklar
ile 1000 o C arasında olabilmektedir [6]. Günümüzde bu alaşımdan dövme yöntemiyle üretilen parçalar endüstride
büyük kabul görmesine rağmen, karmaşık şekle sahip çoğu parçanın talaşlı işlem gerektirmesi üretim maliyetinin
çok yüksek olmasına yol açmaktadır [7]. Geleneksel döküm yöntemiyle üretimde kimyasal segregasyonun neden
olduğu malzeme özelliklerindeki kötüleşme homojen içyapı ve ince tane yapısı sağlayan toz metalurjisi ile üretime
yönelmeye neden olmuştur. Son günlerde süperalaşımlardan gaz türbin motorları için çeşitli parçaların üretiminde
metal enjeksiyon kalıplama büyük ilgi görmektedir [8–12].
Bu çalışmada yüksek çekme mukavemeti, sürünme dayanımı, kopma mukavemeti ve korozyon direnci gibi özellikleri
beraber sergilediğinden dolayı oldukça geniş kullanım alanı bulan NI 625 alaşımının [4,5] toz enjeksiyon kalıplama
yöntemiyle şekillendirilerek farklı sıcaklıklarda sinterlenmesi sonucu mikroyapısal özelliklerinin karakterize edilerek
belirlenmesi ve bu sayede genellikle döküm ve dövme yöntemleriyle üretilmekte olan bu denli geniş kullanım
alanına sahip bir malzeme için alternatif bir üretim yöntemi olan TEK metodu için optimum üretim parametrelerinin
tespit edilmesi amaçlanmaktadır.
2. deNeySel ÇalIşmalar
Bu çalışmada Osprey Co. (UK) firmasından temin edilen NI 625 süperalaşım tozları kullanılmıştır. Deneylerde kullanılan
NI 625 süperalaşım tozunun kimyasal bileşimi Tablo 1’de verilmiştir. Kullanılan tozun parçacık şekli hakkında
bilgi edinmek amacıyla SEM görüntüsü alınmış, boyut dağılımı hakkında bilgi edinmek üzere Malvern Mastersizer
cihazı ile boyut dağılım analizi gerçekleştirilmiştir. Tablo 2’de tane boyutu dağılım analizine ait sonuçları da içeren
başlangıç tozuna ait bazı özellikler verilmiştir.
Tablo 1. NI 625 süperalaşım tozlarının kimyasal bileşimleri
% ağırlık
Ni cr Fe Nb mo al Ti co C Si Mn
NI 625 64,043 20,9 2,600 3,2 8,4 0,01 0,01 0,01 0,029 0,31 0,39
Tablo 2. NI 625 süperalaşım tozlarının özellikleri
özellik NI 625
Üretici Osprey
Üretim yöntemi Gaz atomizasyonu
Toz şekli Küresel
Vurgu yoğunluğu (g.cm –3 ) 5,3
Teorik yoğunluk (g. cm –3 ) 8,58
Partikül boyutu (µm)
D 10
D 50
D 90
Polipropilen, parafin mum, brezilya mumu ve stearik asidin farklı oranlarda karıştırılması ile elde edilen çok bileşenli
bir sistem halindeki bağlayıcı ile NI 625 tozu hacimce %60 ana toz–%40 bağlayıcı olacak şekilde vakum altında ve
170 o C sıcaklıkta 30 dk karıştırılarak besleme stoğu hazırlanmıştır. Besleme stoğu soğuduktan sonra el ile granüle
edilerek enjeksiyon cihazında 12,5 MPa basınç ve 20 saniye tutma süresi uygulanarak MPIF 50 standardına uygun
olarak hazırlanmış kalıp kullanılarak çekme numuneleri kalıplanmıştır.
201
3,7
11,1
26,7

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekillendirilen numunelerin bağlayıcı giderme işlemi iki aşamada gerçekleştirilmiştir. İlk aşama solvent bağlayıcı
giderme işlemi olup, 70 o C’ye ısıtılan heptan içerisinde numunelerin 6 saat bekletilmesi şeklinde gerçekleştirilmiştir.
Bu işlem sonucunda stearik asit, brezilya mumu ve parafin mum’un numuneleri terk edip heptana geçmesiyle yapı
içerisindeki bağlayıcıların büyük bir kısmı uzaklaştırılmıştır. Bağlayıcı gidermenin ikinci aşaması ısıl bağlayıcı giderme
aşaması olup, numunelerin alümina altlık üzerinde ve vakum ortamında Şekil 1’de verilen ısıl çevrime maruz
bırakılmasıyla gerçekleştirilmiştir.
şekil 1. Isıl bağlayıcı giderme işlemi çevrimi
TEK ile şekillendirilmiş ve bağlayıcısı giderilmiş numunelerin sinterleme davranışlarının belirlenmesi için DSC ve
dilatometrik testler uygulanmıştır. DSC analizi Setaram marka DSC–131 model cihazla (Fransa) 108,6 mg ağırlığındaki
numunenin 10 o C/dk ısıtma hızıyla 1350 o C’ye kadar 100 ml/dk debili yüksek saflıktaki Ar gazı atmosferi altında
ısıtılması ile gerçekleştirilmiştir. Referans malzeme olarak Al 2 O 3 kullanılmıştır. Sıcaklık değişimine bağlı olarak malzemede
meydana gelen genleşme veya büzülmenin tespit edilebilmesini sağlayan dilatometre analizi için ilk ölçü
boyu 3,47 mm olan numune kullanılmıştır. Analiz, Unitherm Model 1161H cihazı (USA) kullanılarak numunenin H 2
atmosferi altında 10 o C/dk ısıtma hızı ile 1313 o C’ye kadar ısıtıldıktan sonra 10 o C /dk ile oda sıcaklığına soğutulması
şeklinde gerçekleştirilmiştir.
NI 625 numuneleri 1260–1320 o C arasında farklı sıcaklıklarda sinterlenmişlerdir. Tüm sinterleme işlemleri vakum
ortamında 10 o C/dk ısıtma ve soğutma hızlarıyla sinterleme sıcaklığında 1 saat tutma süresiyle gerçekleştirilmiş olup
fırının soğuması sırasında 150 o C’ye kadar vakum açık bırakılmıştır. Şekil 2’de NI 625 tozundan üretilmiş çekme numunelerinin
kalıplama sonrası ve sinterleme sonrası görüntüleri verilmiştir. Çekme numunelerinin bağlayıcı giderme
işlemine de bağlı olarak sinterleme sonrası boyutsal olarak %16–18 oranında çekme gösterdiği görülmektedir.
Sinterleme işleminin yüksek vakum değerlerine çıkılarak yapılmasına bağlı olarak numune yüzeyinde herhangi bir
oksitlenme olmadığı görülmüştür.
şekil 2. NI 625 tozundan TEK ile üretilen çekme numunelerinin kalıplama sonrası ve sinterleme
sonrası görüntüleri
Sinterleme sonrası Arşimet prensibine göre numunelerin yoğunlukları ölçülmüştür. Zımparalama ve parlatma gibi
metalografik hazırlıklardan sonra ve uygun dağlayıcılarla dağlandıktan sonra numunelerin mikroyapısal gelişimi
incelenmiştir.
3. SoNuÇlar ve TarTIşma
Başlangıç tozunun tane şekli hakkında bilgi edinmek amacıyla alınmış Şekil 3’teki SEM görüntüsünden de görüleceği
gibi tozlar küresel şekle sahiptirler. Toz enjeksiyon kalıplamada kullanılan tozların partikül boyutu 20 µm’nin
202

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
altındadır [8]. Şekil 4’teki tane boyutu analizine ait eğriden tane boyut dağılımının toz enjeksiyon kalıplamada kullanılmaya
uygun aralıkta olduğu görülmektedir.
şekil 3. NI 625 tozunun SEM görüntüsü
şekil 4. Ni625 tozuna ait tane boyut dağılımı eğrisi
TEK ile şekillendirilen numuneler için uygun sinterleme sıcaklığı aralığının belirlenebilmesi amacıyla gerçekleştirilen
DSC ve dilatometre analizlerine ait eğriler sırasıyla Şekil 5 ve Şekil 6’da verilmiştir. DSC eğrisine göre 1170 o C’de
faz dönüşümü olabileceği düşünülen bir endotermik pik oluşmuştur. NI 625 numuneleri için ergimenin yaklaşık
1298 o C’de başladığı ve 1331 o C’ye kadar devam ettiği görülmektedir. Şekil 6’da görülen dilatometre eğrisine göre
büzülmenin 1190 o C’de başlayıp 1305 o C’ye kadar devam ettiği, en yüksek büzülmenin 1300 o C civarındaki sıcaklıkta
meydana geldiği görülmektedir. Kimyasal bileşimi bu çalışmada kullanılan NI 625 tozuna çok yakın olan tozların
kullanılmasıyla gerçekleştirilmiş olan bir başka çalışmada yapılmış olan dilatometre analizi sonucunda maksimum
büzülmenin 1294 o C’de meydan geldiği bildirilmiştir [7].
şekil 5. NI 625 numunelerine ait DSC eğrisi
203

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şekil 6. NI 625 numunelerine ait dilatometre eğrisi
DSC ve dilatometrik analiz sonuçları esas alınarak, farklı sıcaklıklarda ve birer saatlik süreyle gerçekleştirilen sinterleme
işlemleri sonrası numunelerde ulaşılabilen görünür yoğunluk değerleri Şekil 7.a’da, bağıl yoğunluk değerleri
Şekil 7.b’de verilmiştir. En yüksek yoğunluk değerine 1300 o C’de yapılmış olan sinterleme işlemiyle ulaşıldığı
görülmektedir. 1300 o C’nin üzerindeki sıcaklıklarda gerçekleştirilen sinterleme işlemlerinin yoğunluğun daha çok
artmasına herhangi bir katkı sağlamadığı, aksine düşüşe yol açtığı görülmüştür. 1320 o C ve üzerindeki sinterleme
sıcaklıklarında numunelerde kısmi ergimelerin olduğu ve buna bağlı olarak numune şekillerinin bozulduğu gözlemlenmiş;
sinterleme işleminin 1320 o C’den yüksek sıcaklıklarda yapılamayacağı tespit edilmiştir.
şekil 7. Sinterleme sıcaklığına bağlı olarak a) elde edilen görünür yoğunluk değerleri, b) ulaşılabilen
bağıl yoğunluk değerleri
204

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Sinterlenen numunelerin gözenek miktarı hakkında bilgi edinmek amacıyla numunelerden parlatma işlemi sonrasında
alınmış olan optik görüntüler Şekil 8’de verilmiştir. Toz enjeksiyon kalıplama yöntemiyle üretilen parçalar
geleneksel toz metalurjisi ile üretilenlerden daha yoğundurlar. Parça içinde kalan az miktardaki gözenekler de küçük
ve küresel şekilli olup birbirleriyle bağlantılı değillerdir [13]. Görüntüler incelendiğinde yukarıdaki açıklamaya uygun
olarak gözenek yapısının küresel olduğu ve gözeneklerin birbirleriyle bağlantılı olmadıkları görülmektedir.
şekil 8. a) 1260 o C’de, b) 1280 o C’de, c) 1300 o C’de, d) 1320 o C’de bir saat süreyle sinterlenen numunelerin
parlatma sonrası, dağlama öncesi optik görüntüleri
Farklı sıcaklıklarda sinterlenmiş numunelerin tane yapılarının anlaşılabilmesi amacıyla dağlama işlemi sonrasında
alınmış olan optik görüntüleri Şekil 9’da verilmiştir. Gözeneklerin çoğunlukla tane içlerinde hapsolmuş durumda
bulunduğu fakat kısmen tane sınırlarında da gözeneklere rastlandığı ve bu gözeneklerin tane içerisindeki gözeneklerden
daha iri olduğu söylenebilir. 1260 o C’de sinterlenen numunenin optik görüntüsünden sadece toz partikülleri
arasında boyun oluşumunun gerçekleştiği, dolayısıyla bu sıcaklığın sinterleme için yetersiz olduğu anlaşılmaktadır.
Elde edilen yoğunluk değerlerine uygun olarak en az gözenek miktarının 1300 o C’de sinterlenen numunenin görüntüsünde
olduğu ve bu numunedeki gözeneklerin diğerlerine kıyasla daha küçük boyutlu olduğu gözlenmiştir. Tane
boyutunun artan sinterleme sıcaklığı ve süresi ile birlikte arttığı bilinen bir gerçektir [14,15]. Görüntüler incelendiğinde
artan sinterleme sıcaklığıyla beraber tane boyutunun da irileştiği görülmektedir. En yüksek yoğunluğu sağlayan
1300 o C’de sinterlenmiş numunenin ortalama tane boyutunun 100 µm civarında olduğu görülmektedir. 1320 o C’de
yapılan sinterleme sonucu malzemede gözeneklerin irileştiği ve buna bağlı olarak düşük yoğunluk değeri elde edildiği
görülmüştür. Bu durumun yüksek miktarda sıvı faz oluşumundan kaynaklanmış olabileceği düşünülmektedir.
205

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şekil 9. a) 1260 o C’de, b) 1280 o C’de, c) 1300 o C’de, d) 1320 o C’de bir saat süreyle sinterlenen numunelerin
dağlama sonrası optik görüntüleri
Yapılmış olan bir çalışmada 8,5 µm boyutunda NI 625 tozu kullanılarak hidrojen atmosferi altında, 1288-1298 o C
sıcaklık aralığında ve 24–60 dakika tutma süreleriyle gerçekleştirilen sinterleme sonucu % 99’un üzerinde bağıl yoğunluğa
ulaşılabildiği rapor edilmiştir [12]. Bir başka çalışmada ortalama tane boyutu 9,7 µm olan NI 625 tozundan
üretilen ham parçaların hidrojen atmosferi kullanılarak 1290 o C’de 0,5 saat sinterlenmesi sonucu 8,4 g.cm -3 yoğunluk
değeri (%99,5 bağıl yoğunluk) elde edildiği bildirilmektedir.
Yine bu çalışmada daha yüksek yoğunluk değerleri elde edilebilmesi için sinterleme şartları üzerinde yapılacak
çalışmaların gerekliliğine de vurgu yapılmaktadır [16]. Bu çalışmada biraz daha düşük yoğunluk değerleri elde edilmiş
olmasının, kullanılan başlangıç tozunun ortalama tane boyutunun daha büyük olmasından ve başlangıç tozları
arasındaki kimyasal bileşim farklılıklarından kaynaklanmış olabileceği düşünülmektedir.
Sinterleme işleminde itici güç yüzey enerjisindeki azalmadır. Daha küçük boyutlu toz partikülleri daha yüksek yüzey
enerjisi sağlar ve bu sayede daha kısa sürede daha yüksek yoğunluk değerleri elde edilebilir [14]. Bu çalışmada
özellikle 1260 o C’de 1 saat süre ile sinterlenen numunenin optik görüntüsü incelendiğinde küçük boyutlu tozların
olduğu kısımlarda yoğunlaşmanın daha çok olduğu, iri partiküllerin çevresinde ise bağlanmanın daha az ve gözeneklerin
daha iri olduğu görülmektedir.
Bu durum bu tür malzemeler için daha küçük boyutlu tozlar kullanılarak daha yüksek yoğunluk değerlerine çıkılabileceğini
düşündürmektedir.
4. SoNuÇlar
Bu çalışmada Toz Enjeksiyon Kalıplama yöntemiyle NI 625 tipi nikel esaslı süperalaşım tozlarından parça üretimi
yapılmış; yapılan deneysel çalışmalardan aşağıdaki sonuçlar çıkarılmıştır.
1. Çok bileşenli bir bağlayıcı sistemi kullanılarak NI 625 süperalaşım tozundan başarılı bir şekilde parça
üretimi gerçekleştirilmiştir.
2. Yapılan boyut dağılımı analizi sonuçlarına göre toz partikül boyutunun 3,7 ila 26,7µm arasında olduğu,
bu toz partiküllerinin %50’sinin 11,1 µm boyutunda olduğu tespit edilmiştir.
3. Bağlayıcılar sisteme başarılı bir şekilde dâhil edilmiş ve uygulanan bir dizi işlem sonrasında sistemden
başarılı bir şekilde uzaklaştırılmıştır.
4. Bağlayıcısı giderilen malzemeler DSC, TGA ve Dilatometre analizlerine tabi tutulmuşlardır. DSC analizine
göre malzemenin 1298oC civarında ergimeye başladığı görülmüştür. Dilatometre testinden elde edilen eğriye
göre 1190oC civarında malzemede büzülmenin başladığı ve bu durumun 1300oC’nin biraz üzerine kadar devam
ettiği tespit edilmiştir.
o 5. Farklı sıcaklıklarda gerçekleştirilen sinterleme işlemlerinde 1300 C’ye kadar sıcaklık artışına paralel olarak
yoğunluk değerleri artmış ve en yüksek yoğunluk değeri 8,415 g.cm-3 olarak bu sıcaklıkta elde edilmiştir. Bu sıcaklığın
üzerindeki sinterlemelerle yoğunlukta düşüş olduğu görülmüştür. Artan sinterleme sıcaklığının malzemenin
tane yapısının irileşmesine yol açtığı gözlenmiştir.
Teşekkür
NI 625 tozlarının temini konusundaki desteklerinden dolayı Osprey Co. (UK) Firmasına teşekkür ederiz.
206

kayNaklar
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
1. V. M. Kryachek, “Injection Moulding (Review)”, powder metallurgy and metal ceramics, cilt: 43, sayfa: 7–8,
2004.
2. Z. Zhong, K. Ramesh, S. H. Yeo, “Grinding of nickel-based super-alloys and advanced ceramics”, mater manuf
process 16 (2), sayfa:195–207, 2001.
3. M. J. Cieslak, “The solidification behavior of an alloy 625/718 variant”, proceedings of the International
Symposium on the metallurgy and applications of Superalloys 718, 625 and various derivatives, Pittsburgh,
Pennsylvania sayfa: 71–80, 1991.
4. H. K. Kohl, “Thermal stability of the superalloys Inconel 625 and Nimonic 86”, journal of Nuclear materials,
cilt: 101, sayfa: 243–250, 1981.
5. V. L. Tellkamp, M. L. Lau, A. Fabel, and E. J. Lavernia, “Thermal spraying of nanocrystalline inconel 718”,
Nanostructured materials, cilt: 9, sayfa: 489–492, 1997.
6.
Kyung H. Chung, Jongsang Lee, Rodolfo Rodriguez, and Enrique J. Lavernia, “Grain Growth Behavior of Cr-
yomilled Inconel 625 Powder During Isothermal Heat Treatment”, metallurgical and materials Transactions
A, cilt: 33A, sayfa: 125–134, 2002.
7. A. SIMCHI, “Densification and Microstructural Evolution during Co-sintering of Ni-Base Superalloy Powders”,
metallurgical and materials Transactions a, cilt: 37A, sayfa: 2549, 2006.
8. J.J. Valencia, J. Spirko, and R. Schmees, “Sintering Effect on the Microstructure and Mechanical Properties of
Alloy 718 Processed by Powder Injection Molding”, Superalloys 718, 625, 706 and various derivates, E.A.
Loria, ed., TMS, Warrendale, PA, sayfa: 753–762, 1997.
9. J.J. Conway, M.S. Sperber, and F.J. Rizzo: advances in powder metallurgy and particular materials, MPIF,
Princeton, NJ, böülm 8, sayfa: 123–137, 2002.
10. H. Wohlfromm, A. Ribbens, J. Maat, and M. Blomacher, proc. eur. pm2003 congr. exhib., Powder Injection
Moulding, European Powder Metallurgy Association (EPMA), Shrewsbury, U.K., sayfa: 207–15, 2003.
11. A. Bose,
J. J. Valencia, J. Spirko, and R. Schmees “Powder Injection Molding of Inconel 718,” advances in
powder metallurgy and particulate Materials, (MPIF, Princeton, NJ, sayfa: 18099–18112, 1997).
12. K.F. Hens, J.A. Grohowski, R.M. German, J.J. Valencia, and T. McCabe, “Processing of Superalloys via
Powder Injection Molding”, advances in powder metallurgy and particular materials, (MPIF, Princeton,
NJ, sayfa: 137–148, 1994).
13. P. J. VERVOORT, R. VETTER and J. DUSZCZYK, “Overview of Powder Injection Molding”, advanced performance
materials 3, sayfa: 121–151, 1996.
14. R. M, GERMAN, “ Sintering Theory and Practice”, Wiley-Interscience, 1996, Newyork, USA.
15. R. M. GERMAN, “Powder Metallurgy and Particulate Materials Processing”, 2005, USA.
16. John L. Johnson, Lye King Tan, Pavan Suri and Randall M. German, “Mechanical Properties and Corrosion
Resistance of MIM Ni-Based Superalloys”. presented at pm2Tec2004, Chicago, IL (June 14–17, 2004).
207

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bilyeli öĞüTme yardImIyla ile karBoN NaNoTüp üreTimi
ömer Güler, Ertan EVİN, Mustafa AKSOY
Fırat Üniversitesi Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, Elazığ
özeT
Bu çalışmada öğütme işlemi yardımı ile karbon nanotüp (KNT) üretilmiştir. Bu amaçla öncelikle katalizör olarak
kullanmak üzere nano boyutlu demir tozu üretilmiştir. İkincil adım olarak ise saf grafit tozları 5 saat yüksek enerjili
öğütme işlemine tabi tutularak nano karbon tozu elde edilmiştir. Bu işlemlerden elde edilen tozlar belirli oranlarda
karıştırıldıktan sonra 1400 o C ‘de argon atmosferi altında tavlanmıştır. Elde edilen numuneler üzerinde XRD ve
HR-TEM incelemeleri yapılmıştır. İncelemeler sonucunda çapları 15-30 nm arasında değişen karbon nanotüpler
tespit edilmiştir.
anahtar kelimeler: Karbon nanotüp, Bilyeli Öğütme
CARBON NANOTUBE PRODUCTION ASSISTED BY BALL MILLING
ömer Güler, Ertan EVİN, Mustafa AKSOY
Fırat University, Metallurgy and Materials Engineering Department, Elazığ
ABSTRACT
In this study, carbon nanotubes were produced assisted by ball milling process. For this aim, firstly nano-sized iron
powder was produced as a catalyst. Secondly, pure graphite powders were ball milled in a high energy ball mill for 5
h to attain nano carbon powders. These powders obtained from the process were mixed at the different proportions
then annealed at 1400 o C in Ar gas. Then, samples were investigated by X-Ray diffraction (XRD) and High Resolution
Transmission Electron Microscopy (HR-TEM). As a result of the investigations, carbon nanotubes with diameter
varying from 15 to 30 nm were determined.
keyword: Carbon nanotube, Ball Milling
1.Giriş
Karbon nanotüpler (KNT) ilk kez Iijima tarafından keşfedilmiştir ve o tarihten itibaren pek çok araştırmacı KNT’ in
özelliklerini anlamak ve yüksek kalitede nanotüpler üretebilmek için sayısız araştırmalar yapmıştır [1]. Elektrik ark
boşalımı, kimyasal buhar çöktürme (CVD), sol-jel gibi pek çok yöntem kullanılarak KNT’ in üretimi başarı ile gerçekleştirilmiştir
[2]. Y.Chen ve arkadaşları ise yaptıkları çalışmalarda KNT’ in öğütülmüş grafit tozlarının tavlanması
ile üretilebileceğini ortaya koymuşlardır [3]. KNT’ in büyümesini kontrol etmek ve yüksek kalitede KNT üretebilmek
için şartların optimize edilmesi gerekir ve bu durum oluşum mekanizmasının anlaşılabilmesi için gayet önemli bir
husustur. CVD veya elektrik ark boşalımı gibi KNT üretiminde çok kullanılan metotlardaki temel oluşum mekanizması;
karbon atomlarının uygun şartlar altında tek tek dizilmesi ile nanotüpü oluşturması esasına dayanır. Y. Chen
208

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ve arkadaşları mekano-termal yöntem ile KNT üretiminde oluşum mekanizmasını; 150 saat öğütme işlemine tabi
tutulmuş ve öğütme işlemi sonunda eğilmiş-kıvrılmış grafit tabakalarının 1000-1500 o C gibi bir sıcaklıkta tavlanması
sonucunda KNT’ e dönüştüğü şeklinde belirtmektedirler. Aynı araştırmacılar 1000 o C’ in altında ise kristalleşmenin
çok az olması sebebiyle hiç nanotüp oluşmadığını belirtmektedirler [3-4]. X.H. Chen ve arkadaşları ise yaptıkları
çalışmada grafitin 150 saat öğütülmesi ve 1400 o C sıcaklıkta tavlanması sonucu çeşitli açılarda eğilmiş, kıvrılmış
grafit tabakaları gibi çeşitli nano yapıların ortaya çıktığını rapor etmişlerdir [5].
Daha önceki çalışmalarımızdan, 5. ulusal nanobilim ve nanoteknoloji kongresinde sunulan çalışmamızda mekanotermal
yöntem ile karbon nanotüp üretimi araştırılmış ve 5 saat öğütme işlemi sonunda karbon naotüpler sentezlenmiştir
[6]. Belirtilen çalışmada sentezlenen tüplerin çapları 50-200 nm arasında değişmektedir. Bu çalışmada ise
elde edilen karbon nanotüplerin çapları 15-30 nm’ ye kadar düşürülmüştür.
2.deNey ÇalIşmalarI
Daha önceki çalışmamızda deneyler sonucu kalın nanotüpler elde edildiği giriş kısımında belirtilmişti. Bu çalışmada
ise elde edilen nanotüplerin çaplarını küçültmek amacıyla nano boyutlu katalizör kullanılmasına karar verilmiştir. Bu
sebeple yapılan deneyler iki adımda gerçekleştirilmiştir. İlk adım; nano boyutlu demir tozu üretimi, ikinci adım ise
karbon nanotüp üretimidir.
Katalizör üretimi için, % 99,9 saflıkta ve 30 µm boyutundaki demir tozları Fritsch Pulverisette 7 cihazda 3 saat öğütülmüştür.
Nano boyuta inen demir tozu 200 o C’ de 30 dakika tavlama işlemine tabi tutulmuştur. Elde edilen tozdaki
yapısal değişimleri tespit etmek için CuKα ışıması yapan Bruker Advanced D8 marka X-ışını difraktometresi kullanılmıştır.
Ayrıca demir tozu Jeol Jem 2100F marka yüksek çözünürlüklü geçirmeli elektron mikroskobu (HR-TEM)
ile incelenmiştir.
Deneyin ikinci aşamasını karbon nanotüp üretimi kapsamaktadır. Bu amaçla; grafit tozları (Merck kGAA, 99.5%,

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şekil 1.Öğütme işlemiyle üretilen nano boyutlu demirin XRD analizi
Şekil.2’ de, üretilen nano boyutlu demirden alınan HR-TEM görüntüsü verilmiştir. Şekilde de görüldüğü gibi farklı
boyutlarda pek çok partikül bulunmaktadır. HR-TEM incelemelerinden tespit edildiği kadarıyla yapıda ortalama
çapları birkaç nm ‘den 20 nm kadar demir partikülleri bulunmaktadır.
şekil 2. Öğütme işlemiyle üretilen nano boyutlu demirden alınan HR-TEM görüntüsü
Nano boyutlu demir üretiminin ardından grafit tozlarının öğütülmesi işlemlerine geçilmiştir. Öğütme işlemi uygulanmış
tozlar XRD incelemelerine tabi tutulmuşlardır. Şekil 3.’ de 1/4, 2, 3, 4, 5 saat öğütme işlemlerine tabi tutulmuş
grafit tozlarındaki değişim verilmiştir. 1/4 saat öğütme sonunda grafitin (002) pikinde ciddi bir azalma meydana gelmiştir.
Ayrıca, öğütmenin ilk 4 saatine kadar kristal örgüye sahip grafit tozlarının miktarı artan süre ile azalmakta bu
süreden sonra ise kristal örgüye sahip grafit tozlarının miktarı ihmal edilecek kadar küçük miktarlara düşmektedir.
Tozlarda meydana gelen deformasyonların artması zaman içerisinde, önce grafit levhaları arasındaki zayıf bağların
kopmasına, sonra her bir grafit levhasında karbon atomları arasındaki bağların kırılmasına sebep olmakta ve sonuç
yapı amorf bir hal almaktadır.
şekil 3. Öğütme süresinin artmasıyla grafit tozunda meydana gelen XRD değişimi.
210

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3’ de görüleceği üzere 5 saat öğütme sonunda yapıda demir karbür oluşmuştur. Öğütme işlemi süresince bilye
ve kaplardan kopan demir parçacıkları öğütme süresinin artması ile beraber demir karbüre dönüşmüşlerdir.
Bilyeler vasıtası ile tozlara yüklenen enerji, tozların kırılmış bağ sayısını ve dolayısıyla iç enerjisini arttırmıştır. Bu
tozlar iç enerjilerini minimuma indirerek kararlı hale geçmek için fazladan enerjiye ihtiyaç duymaktadırlar. Bu enerji
ısıl işlem sayesinde tozlara kazandırılmaktadır. 5 saat öğütme yapılmış ve 1400 o C’ de 4 saat ısıl işlem görmüş
tozlar incelendiğinde yapıda çapları 15-30 nm arasında olan nanotüplerin oluştuğu görülmektedir (Şekil.4.a ve b).
Oluşan bu tüplerin çok cidarlı nanotüpler olduğu kolaylıkla söylenebilir. Karbon nanotüplerde boy/çap oranı önemli
bir parametredir. Çapı küçük boyu uzun nanotüpler daha çok tercih sebebidir. Şekil 4.a. incelendiğinde boyları 0,5-1
µm arasında değişen tüpler görülmektedir. Oluşan nanotüplerin bir kısmı karbon kütlenin alt kısmında kalmıştır.
şekil 4a,b: 5 saat öğütme yapılmış ve 1400 o C’ de 4 saat ısıl işlem görmüş tozların HR-TEM görüntüsü.
Şekilde 4.b’ de görülen sağ taraftaki koyu renkli bölge karbon kütle olup, sol taraftaki açık renkli çubuk şeklindeki
yapı ise çok duvarlı karbon nanotüptür. Görülen nanotüpün çapı yaklaşık olarak 20 nm’ dir. Tüpün diğer ucu karbon
kütlenin altında kaldığından dolayı boyu konusunda kesin bir şey söylemek mümkün değildir. Karbon nanotüpün görülen
kısmının uzunluğu ise yaklaşık 300 nm’ dir. Nanotüpün uç kısmında ise demir katalizör görülmektedir. Oluşan
nanotüpün bu katalizör üzerinde geliştiği açıktır. Katalizör amaçlı kullanılmak üzere üretilen nano demir tozlarının
katılmadığı daha önceki deneylerden, çapları 50-200 nm arasında olan karbon nanotüpler elde edilmiştir [6]. Üretilen
katalizörün öğütülen toza katılması sayesinde karbon nanotüplerin çapları 20 nm civarına indirilebilmiştir.
Nanotüpler genellikle katalizör etkisi gösteren geçiş elementleri üzerinde oluşmaktadırlar. Şekil 4a ve b’ de görülen
nanotüplerin oluşumunda da bu katalizör etkinin söz konusu olduğu düşünülmektedir. Özellikle mekano-termal
(öğütme ve sonrasında ısıl işlem) yöntemde demirin katalizör etkisi meydana getirdiği hususunda literatürde rapor
edilmiş çalışmalar bulunmaktadır [8]. Bu düşünceyi irdelemek amacıyla bu çekirdek yapılar üzerinden TEM teknikleri
kullanılarak EDS analizi alınmış ve bu sonuçlar şekil 5’ de verilmiştir.
şekil 5: Karbon nanotüpün üzerinde geliştiği çekirdekten alınan EDS analizi.
Elde edilen sonuca göre karbon nano tüpün ucunda bulunan metal parçacığının Fe olduğunu söylemek mümkündür.
Analizde tespit edilen diğer elementlerden Cu’ nun TEM incelemesi için kullanılan karbon elekten dolayı, C’
nin metal parçacığın yüzeyi karbonla kaplı olduğundan dolayı pikler verdikleri şeklinde düşünülmektedir. Si’ nin ise
ısıl işlem fırınında kullanılan alümina tüpün kapağını izole etmekte kullandığımız silikon contadan dolayı ortaya
çıktıkları düşünülmektedir.
211

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Literatürde öğütme yoluyla karbon nanotüplerin nasıl oluştuğu konusunda kesin bir fikir olmamakla birlikte, bu
yöntemle üretim konusunda Avustralya Ulusal Üniversitesinden (ANU) Y.Chen, SLS kısaltmasıyla tanımladığı bir
oluşum mekanizmasından bahsetmektedir [4].
Bu mekanizmaya göre uygulanan ısıl işlem sıcaklığının karbonun bilinen yapılarının dönüşüm sıcaklığının altında
olmasından dolayı bu sıcaklıkta karbonun katı halde demirin ise sıvı fazda bulunması söz konusudur. Bu yüzden,
bu model Solid-Liquid-Solid (SLS) oluşumu üzerine oturtulmuştur. Yüksek miktarda kusurlar ihtiva eden eğilmiş
bükülmüş grafenler ve amorf haldeki karbon öğütme işlemi ile ortaya çıkar ve bu yapılar kararsız yapılardır. Bu
yapılar ısıl işlem esnasında yüksek hareketlilik sebebiyle nanotüpler gibi daha kararlı olan şekle ve geometriye
dönmek isteyeceklerdir. Nano boyutta hatalar ihtiva eden ve düzensiz yapıda olan zincirler ve halkalar nanotüplerin
gelişimi için bir kaynak görevi görmektedir. Bu esnada sıvı fazda bulunan demir ise ideal bir çekirdek görevi görerek
nanotüplerin gelişimini sağlamaktır. Bu modelle ilgili olarak yazarın sunduğu şematik resim Şekil 6.’ da verilmiştir.
Şekilde M, metal nano parçacığı temsil etmekte olup, nano hatalar ihtiva eden nano karbon tozları tüpün gelişimi
için bir kaynak oluşturmaktadır. Bu modele göre amorf karbonla temas halinde bulunan Fe, sıvı evreye geçerek
içerisinde çözünmüş halde bulunan karbonu yüzey kısmına doğru itmekte ve Fe parçacığının yüzeyinde oluşan
karbon filmi ise amorf karbondan beslenerek nanotüpü oluşturmaktadır.
4.GeNel SoNuÇlar
- Nano boyutlu demir tozu üretebilmek için demir yüksek enerjili değirmende 3 sat öğütülmüşütr. Sonuçta
ortalama boyutu 17 nm olan demir tozu elde edilmiştir.
- Grafitin 1/4, 2, 3, 4, 5 saat öğütme işlemine tabi tutulmuştur. 5 saat öğütmenin ardından yapının tamamen
amorflaştığı görülmüş, (002) piki tamamen kaybolmuştur.
- 5 saatlik öğütme işleminin son yarım saatinde, daha önce üretilen nano boyutlu demir tozları kaba eklenmiştir.
o - Elde edilen tozun 1400 C’ de 4 saat tavlama işlemine tabi tutulmasıyla yapıda karbon nanotüpler oluşmuştur.
Oluşan tüplerin çapları 15-30 nm civarındadır. Tüplerin uçlarında ise 10-15 nm civarında demir partikülleri
mevcuttur.
5.kayNaklar
1. Iijima S. Helical microtubules of graphitic carbon. Nature 1991; 354:56-8.
2. Terrones M, Hsu WK, Kroto HW, Walton DRM. Nanotubes: A revolution in materials science and electronics.
Top Curr Chem, 199:189-34, 1999
3. Chen Y, Conway MJ, Fitz Gerald JD, Williams JS, Chadderton LT. The nucleation and growth of carbon
nanotubes in a mechano-thermal Process. Carbon; 42:1543-48, 2004
4. Chen Y. Solid-state formation of carbon nanotubes. In: L. Dai, editor. Carbon Nanotechnology,
UK;Elsevier; 53-58, 2006
5. Chen XH, Yang HS, Wu GT. Generation of curved or closed-shell Carbon nanostructures by ball-milling
of graphite. J Cryst Growth 2000; 218:57-61.
6. Evin,E., Güler,Ö.,Aksoy,M.”Carbon Nano Tube Formation by Mechano-Thermal Process”, 5th Nanoscience
and Nanothecnology Conference, p.19, June 8-12, Eskişehir, 2009
7. Geng Y., Wang S.J., Kim K.J., “Preparation of graphite nanoplatelets and graphene sheets”, Journal of
Colloid and İnterface Science, vol.336, pp. 592-598, 2009
8. Chen Y, Conway M.J., Fitz Gerald J.D., “Carbon nanotubes formed in graphite after mechanical grinding
and thermal annealing”, Applied Physics A, vol. 76, pp. 633-636, 2003
9. Surov D.V., Lomovskş O.I., Boldyrev V.V., “ Low- Temperature Crystallization of Mechanically Amorphized
Graphite” Inorganic Material, vol. 42, pp.116-120, 2006
212
şekil 6. Katı halde karbon nanotüp
oluşumunun şematik gösterimi [4].

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
SiNTerleme parameTreleriNiN moNel 400 alaşImI TozuNdaN
üreTilmiş parÇalarIN mekaNik özellikleriNe eTkiSi
Sultan özTürk*, Bülent ÖZTÜRK*, Fatih ERDEMİR* ve Yüksel PALACI**
* Karadeniz Teknik Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 61080,
Trabzon, suozturk@ktu.edu.tr
** Niğde Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Makine Mühendisliği Bölümü, 51240, Niğde, ypalaci@nigde.edu.tr
özeT
Bu çalışmada, sinterleme sıcaklığının ve süresinin 69 µm ortalama boyuta sahip Monel 400 alaşımı tozlardan üretilmiş
parçaların mekanik özelliklerine etkisi incelenmiştir. Yüksek saflıkta hidrojen gazı atmosferinde gerçekleştirilen
sinterleme işleminde, sinterleme sıcaklığının etkisini incelemek amacıyla 1100, 1140, 1180 ve 1200 o C sıcaklıklar
ve sinterleme süresinin etkisi için 60, 75, 90 ve 105 dak. süreler kullanılmıştır. Sinterleme öncesi Monel 400 alaşımı
tozların yüzey oksitleri hidrojen gazı atmosferinde indirgenmiş ve sonrasında tek eksenli çift etkili preste 600 MPa
sabit basınçta preslenerek ham parça haline getirilmiştir. Deneysel sonuçlar en optimum mekanik özelliklerin 1200
o C sıcaklıkta ve 90 dak. sinterleme süresinde elde edildiğini ortaya koymuştur.
anahtar kelimeler: Monel 400 Alaşımı, Sinterleme Sıcaklığı, Sinterleme Süresi, Mekanik Özellikler.
EFFECT OF SINTERING PARAMETERS ON THE MECHANICAL PROPERTIeS
oF SINTered parTS produced By moNel 400 alloy poWderS
ABSTRACT
In this study, the effects of sintering parameters such as temperature and time on the mechanical properties of compacts
produced by Monel 400 alloy powders which have mean particle size of 69 µm have been investigated. The
sintering process was carried out in high purity hydrogen atmosphere by using temperatures of 1100, 1140, 1180
and 1200 o C and times of 60, 75, 90 and 105 minutes. The surface oxides of Monel 400 alloy powders were reduced
in hydrogen atmosphere before sintering and then the powders were pressed as green compacts with pressure of
600 MPa by using a uniaxial and double action pres. The experimental results showed that the optimal mechanical
properties were obtained with sintering temperature of 1200 o C and sintering time of 90 minutes.
key words: Monel 400 Alloy, Sintering Temperature, Sintering Time, Mechanical Properties.
1.Giriş
Sinterleme, preslenmiş ham haldeki parçalarda birbirine temas eden tozların aralarında bağ oluşturması amacıyla
yüksek sıcaklıkta uygulanan ısıtma işlemidir. Sinterleme ile gözenekli yapıdaki ham parçadan gözeneksiz veya çok
düşük oranda gözenekli parça elde edilir. Sinterleme işlemi sonrasında parçaların mukavemet değerlerinde önemli
artışlar meydana gelir. Sinterleme işleminde tozlar arasında bağlanma katı halde, ergime sıcaklığının altında atomik
difüzyon mekanizmasıyla gerçekleşir. Katı hal sinterlemesi metal veya alaşımın ergime noktası altında bir sıcaklıkta
yapılan sinterleme işlemidir. Bu işlem, birbirine temas eden parçacıkların yüksek sıcaklıklarda birbirine bağlanmasını
sağlar. Bu bağlanma, ergime sıcaklığının altında katı halde atom hareketleriyle oluşabilir. Bazı durumlarda sıvı
faz oluşumu ile de gerçekleşebilir. Mikroyapı ölçeğinde bağlanma, temas eden parçacıklar arasında boyun oluşumu
ile gerçekleşir [1-4].
Sinterleme işlemi difüzyonla gerçekleşen bir kütle transferi olayıdır. Uygun sıcaklık ve sürede atomların yayınımı
ile kütle transferi geçekleşir ve tozlar arasında bağ oluşur. Bu açıdan sinterleme sıcaklığı ve süresi en önemli işlem
213

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
değişkenleridir. Kullanılan tozun bileşimine ve ortalama boyutuna bağlı olarak bu değişkenler belirlenir. Küçük parçacıklar
yüksek yüzey enerjisine sahip olduklarından, yüksek sıcaklıkta atomların yayınımı ve küçük parçacıkların
yüzey enerjilerinin azalmasıyla sinterleme gerçekleşir. Tozlarda yüzey enerjisi toz boyutuyla ters orantılıdır. Küçük
boyutlu tozlar, büyük boyutlu olanlara nazaran daha yüksek yüzey enerjisine sahiptirler ve daha hızlı sinterlenirler.
Büyük boyutlu tozların sinterlenmesinde difüzyon mesafesinin uzamasından dolayı tam yoğunluğa ulaşmak için
daha uzun süre sinterlemek gerekir [5,6].
Sinterleme başlangıcında tozlar birbirleriyle noktasal temas halindedirler. Sinterleme işlemi ilerledikçe birbirine
temas eden parçacıklar arasındaki bağ büyür ve birleşir. İki parçacığın tamamen birleşmesiyle, çapı başlangıç
çapının 1,26 katı olan tek parçacık oluşur. Küresel tozların temas noktalarına boyun adı verilir. Boyun bölgelerinin
büyümesi ile morfolojik değişimler başlar. Boyun büyümesi, birbiriyle temas eden tozlardan boyun bölgesine doğru
atomların difüzyonu ile gerçekleşir. Tane sınırları kütle transferinin sağlandığı yerlerdir [1,3,7].
Sinterlemede bağ oluşumu, yüzey difüzyonu, tane sınırı difüzyonu ve tane içi hacim difüzyonu mekanizmalarıyla
gerçekleşir. Yüksek sıcaklıklarda atomlar komşularıyla bağlarını koparıp yeni yerlerine gidecek düzeyde enerjiye
sahip olurlar. Atomların hareket edebilmesi için gerekli olan en düşük enerjiye aktivasyon enerjisi denir. Katı hal
sinterlemesinin ilk aşamasında birbirinden bağımsız olarak boyun büyümesi görülür. Sıkıştırılmamış tozlarda temas
küçük noktalar ile başlar. Başlangıçta gözenekler düzensiz ve köşeli şekillidir. Optimum sinterlemede gözenekler
küçük ve yuvarlak biçimde olmalıdır. Tane sınırı difüzyonu mekanizması gelişirken gözenekler tane sınırlarında
yoğunlaşır. Tane sınırlarına yerleşen gözenekler tane büyümesini engeller. Sinterlemenin ara aşamasında boyunlar
birbiri ile etkileşerek büyürler. Gözenekler yuvarlak ve düzgün hale gelmeye başlarlar. Sinterlemenin ilerleyen aşamalarında
taneler büyür, gözenekler küçülür. Tane sınırı alanlarını azaltan gözenekler nedeniyle sistem enerjisinde
bir azalma olur. Tane sınırlarından daha yavaş hareket eden gözenekler tane büyümesi esnasında tane sınırları
tarafından ya sürüklenir ya da yok edilirler [8,9].
Bu çalışmada, sinterleme sıcaklığının ve süresinin Monel 400 alaşımı tozlardan üretilmiş parçaların mekanik özelliklerine
etkisi incelenmiştir. Sinterleme işlemi yüksek saflıkta hidrojen gazı atmosferinde gerçekleştirilmiştir. Fırın
atmosferi bileşimindeki hidrojen gazı oranı %100 olarak alınmıştır. Sinterleme sıcaklığının etkisini incelemek amacıyla
1100, 1140, 1180 ve 1200 o C sıcaklıklarda sinterleme gerçekleştirilmiş olup, sinterleme süresi olarak 60, 75, 90
ve 105 dak. süreler kullanılmıştır. Sinterleme işleminde Monel 400 alaşımından su jeti soğutmalı döner disk atomizasyonu
yöntemiyle üretilmiş ortalama boyutu 69 µm olan 125 µm elek altı tozlar kullanılmıştır. Bu tozlar sinterleme
öncesi tek eksenli çift etkili preste 600 MPa sabit basınçta preslenerek ham parça haline getirilmiştir.
2. deNeySel ÇalIşmalar
Bu çalışmada, bileşimi Çizelge 1’de verilen Ni-Cu alaşımı (Monel 400) kullanılmış olup, bu alaşımdan su jeti soğutmalı
döner disk atomizasyonu yöntemiyle toz üretimi yapılmış, üretilen tozlar tek eksenli çift tesirli preste preslenerek;
ortalama toz boyutu, boyut dağılımı ve presleme basıncının ham yoğunluğa etkileri incelenmiştir.
Çizelge 1. Monel 400 alaşımı kimyasal bileşimi (% Ağ.)
Element Ni Cu Mn Fe Si C P S
66.8 31.45 1.33 0.97 0.38 0.1 0.013 0.002
Monel 400 alaşımından toz üretimi KTÜ Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümünde mevcut bulunan su jeti soğutmalı
döner disk atomizasyon ünitesinde gerçekleştirilmiştir. Üretilen 125 µm elek altı Monel 400 alaşımı tozlarının
ortalama boyutunun (d 10 ), (d 50 ) ve (d 90 ) belirlenmesinde Malvern Mastersizer 2000 model parçacık boyut analiz
cihazı kullanılmıştır. Üretilen parçalarda yoğunluk gradyanının oluşmaması için presleme öncesi toz numuneler
Türbila türü bir karıştırıcıda 30 dak. süre ile 55 d/d devir sayısında karıştırılarak homojen bir dağılım sağlanmıştır.
Tozların presleme öncesi yüzey oksitlerinin indirgenmesi ve preslenen parçaların sinterlenmesi amacıyla 1300
ºC maksimum çalışma sıcaklığına sahip atmosfer kontrollü sinterleme fırını kullanılmıştır. Oksit indirgeme ve sinterleme
işleminde %100 oranında yüksek saflıkta (%99,999 saflıkta) hidrojen gazı kullanılmıştır. Ortama hidrojen
gazı göndermeden önce azot gazıyla süpürme işlemi gerçekleştirilmiştir. Yapılan işlemlerin tamamı fırın üzerinde
bulunan PLC kontrol ünitesi üzerinde gerçekleştirilmiştir. Tozlardaki yüzey oksitleri 550 o C sıcaklıkta 10 dak. süre ile
indirgeme ile temizlenmiştir. İndirgeme işleminin tam olarak gerçekleşip gerçekleşmediği XRD cihazıyla yapılan faz
214

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
analizi ile kontrol edilmiştir. Sinterleme sıcaklığının etkisini incelemek amacıyla 1100, 1140, 1180 ve 1200 o C sıcaklıklarda
sinterleme gerçekleştirilmiş olup, sinterleme süresi olarak 60, 75, 90 ve 105 dak. süreler kullanılmıştır.
Hidrojen atmosferinde indirgenmiş tozlardan ham yoğunlukta parça üretmek amacıyla PLC kontrollü, tek eksenli ve
çift etkili 50 ton kapasiteli hidrolik toz kalıplama presi kullanılmıştır (Şekil 1). Monel 400 tozları ASTM 8M–04 standardında
tel erozyon yöntemiyle hazırlanmış olan çekme numunesi kalıbında preslenmişlerdir. Presleme basıncı
600 MPa olarak sabit tutulmuştur. Tozlarla kalıp yüzeyi sürtünmesini en aza indirmek amacıyla presleme öncesi
kalıp ve zımba yüzeyleri çinko stearat ile yağlanmıştır.
Üretilen Monel 400 alaşımı tozların morfoloji ve mikroyapıları ile tozlardan presleme ve sinterleme ile üretilmiş
parçaların mikroyapı incelemeleri Zeiss EVO LS10 marka taramalı elektron mikroskobunda (SEM) yapılmıştır. Monel
400 tozlarının morfoloji incelemeleri çift taraflı yapışkan karbon bandı kullanılarak gerçekleştirilmiştir. Yine aynı
tozların mikroyapı incelemeleri için tozlar, bir kalıp içerisinde soğuk sertleşen epoksi reçine ile yataklandırılmıştır.
Dağlama işlemi, taze hazırlanan 8 g FeCl 3 , 25 mL HCl , 100 ml H 2 O’dan oluşan dağlama ayıracı kullanılarak 20
s sürede gerçekleştirilmiştir. SEM incelemeleri öncesinde, reçine kalıba yataklanmış tozlar iletkenlik sağlanması
amacıyla altın kaplanmıştır.
Preslenmiş ve sinterlenmiş numunelerin sertlik, akma dayanımı, çekme dayanımı ve yüzde uzama gibi mekanik
özellikler incelenmiştir. Çekme özellikleri Instron marka çekme cihazında 0,01 mm/s hızda çekme deneyleri yapılarak
belirlenmiştir. Mikro sertlik ölçümleri Struers Duramin marka cihazda en az 10 farklı noktadan 98,12 mN yük 10
s süreyle uygulanarak gerçekleştirilmiştir. Makro sertlik ölçümleri Rockwell sertlik ölçüm cihazında 1/16 inç bilya ile
10 kg ön yük ve 60 kg esas yük şartlarında sertlik ölçümleri gerçekleşmiştir.
şekil 1. Çift tesirli tek eksenli presin şematik resmi.
1-Kauçuk ayak, 2- kolonlar, 3- klavuz silindir, 4- üst silindir piston, 5- alt silindir, 6- pres tablası,
7- alt zımba ve kalıp boşluğu, 8- üst zımba, 9- PLC kontrol ünitesi, 10- hidrolik devre elemanları, 11- motor,
12- pompa, 13- hidrolik yağ tankı.
3. deNeySel SoNuÇlar ve TarTIşma
Bu çalışmada sinterleme sıcaklığının ve süresinin etkisini incelemek amacıyla, su jeti soğutmalı döner disk atomizasyonu
yöntemiyle üretilen, 69 µm ortalama boyuta sahip 125 µm elek altı Ni-Cu alaşımı (Monel 400) tozları
kullanılmıştır. Üretilen numunelerin tamamı 600 MPa sabit basınçta preslenmiştir. Kullanılan Monel 400 tozlardan
215

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
değişik elek aralıklarına ait SEM fotoğrafları Şekil 2’de verilmiştir. Şekilden de görülebileceği gibi, tozların tamamı
küresel şekilli olup, toz boyutuna bağlı olarak toz şekli değişmemiştir. Genellikle 90 µm’dan büyük boyutlu olan
tozlarda yüzeylerde çekilme boşluğu oluşmuştur. Toz boyutu büyüdükçe çekilme boşluğu miktarının arttığı tespit
edilmiştir. Çekilme boşluklarının nispeten büyük çaplı tozlarda daha fazla olması, toz boyutunun büyümesiyle soğuma
hızının azalmasına işaret etmektedir.
(a) (b)
şekil 2. Monel 400 tozları morfolojisi. a) -36/25 µm elek aralığı, b) -125/90 µm elek aralığı.
Sinterleme süresinin sinter yoğunluğuna etkisi, 1180 ve 1200 ºC sıcaklıklar için Şekil 3’te verilmiştir. Artan sinterleme
süresi ve sıcaklık şartlarında sinter yoğunluğunun arttığı gözlenmiştir. Ham yoğunluğu %80 olan parça için 1180
ºC’de 60, 75, 90 ve 105 dak. sinterleme süreleri sonunda elde edilen yoğunluk değerleri sırasıyla %84, %87, %91
ve %91 olarak elde edilmiştir. Aynı sürelerde 1200 ºC ‘de sinterlenen %80 ham yoğunluktaki numunelerin sinterleme
yoğunlukları sırasıyla %88, %91, %94 ve %93 olarak bulunmuştur. Artan sinterleme süresiyle atomik difüzyona
daha fazla zaman tanınmakta ve yoğunluk artışı meydana gelmektedir. Ancak, sinterleme süresi sınırsız değildir.
Belli bir aşamadan sonra çok uzatılan sinterleme süresinin yoğunluk artırıcı etkisi görülmemektedir. Son aşamada
gerçekleşen bu olayda tane sınırı enerjisinin azalmasından dolayı sinterleme işlemi yavaşlar. Bazı durumlarda tane
büyümesi gibi gözenek büyümesi de oluşabilir. Bu durumda gözenek sayısı azalırken ortalama gözenek boyutu
artar. Bu yüzden gereğinden uzun tutulan sinterleme sürelerinde kayda değer bir yoğunluk artışı meydana gelmez.
1180 ºC’de 90 ve 105 dak sürelerde yapılan sinterlemede elde edilen yoğunluklar sırasıyla %91 ve %91 olarak
elde edilirken, 1200 ºC sinterleme sıcaklığında 90 ve 105 dak. sinterleme sürelerinde elde edilen yoğunluklar ise
sırasıyla %94 ve %93’tür. Yukarıda belirtilen sebeplerden dolayı artan süre ile birlikte yoğunlukta bir miktar azalma
meydana gelmiştir.
şekil 3. Sinterleme süresinin sinter yoğunluğuna etkisi (presleme basıncı 600 MPa).
Sinterleme süresinin sertliğe etkisi, 1180 ve 1200 ºC sıcaklıklar için Şekil 4’de gösterilmiştir. 1180 o C sıcaklıkta 60,
75, 90 ve 105 dak. sinterlenen numuneler için makro sertlik değerleri sırasıyla 61, 67, 72 ve 74 HRF olarak elde
edilmiştir. 1200 ºC’de aynı sürelerde yapılan sinterlemede elde edilen sertlikler sırasıyla 73, 75, 79 ve 76 HRF’dir.
Artan sinterleme süresiyle sertliğin arttığı açıkça görülmektedir.
216

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 5’de sinterleme süresi ile çekme mukavemetinin değişimi görülmektedir. Buna göre; 1180 ºC sıcaklıkta 60,
75, 90 ve 105 dak. sinterleme süreleri için çekme mukavemeti değerleri sırasıyla 167, 202, 234 ve 258 MPa olarak
elde edilmiştir. Aynı sinterleme sürelerinde 1200 ºC’de sinterlenen numunelerin çekme mukavemeti değerleri ise
sırasıyla 211, 248, 259 ve 244 MPa olarak bulunmuştur. Artan sinterleme süresiyle difüzyona daha fazla zaman
sağlandığından tozlar arasında daha güçlü bağ oluşumu sağlanmış, gözenek sayıları ve boyutları azalmıştır. Diğer
taraftan, gereğinden fazla sinterleme süresinin gözenek büyümesine yol açıp mekanik özellikleri olumsuz etkilemesi
burada da ortaya çıkmıştır. 1200 ºC’de 90 dakikalık sinterlemede 259 MPa çekme mukavemeti elde edilirken, 105
dak. sinterlemede ise bu değer 244 MPa olmuştur. Sinterleme süresine bağlı olarak elde edilen mekanik özelliklerin
tamamı Çizelge 2’de verilmiştir. Sinterleme süresiyle çekme mukavemeti ve kopma uzamasındaki değişim, 1180 ºC
ve 1200 ºC sinterleme sıcaklıkları için Şekil 6 ve Şekil 7’de verilmiştir.
şekil 4. Sinterleme süresi ile sertliğin değişimi
(presleme basıncı 600 MPa).
şekil 6. Sinterleme süresiyle çekme mukavemeti ve
kopma uzamasının değişimi
(sinterleme sıcaklığı 1180 ºC).
Sinter.
süresi (dk.)
60
Çizelge 2. Sinterleme süresine bağlı olarak mekanik özelliklerin değişimi.
Sinterleme
yoğunluğu(%)
Akma mukavameti
(MPa)
217
şekil 5. Sinterleme süresi ile çekme mukavemeti
değişimi.
şekil 7. Sinterleme süresiyle çekme mukavemeti ve
kopma uzamasının değişimi
(sinterleme sıcaklığı 1200 ºC).
Çekme mukavameti
(MPa)
Uzama (%)
1180 ºC 1200 ºC 1180 ºC 1200 ºC 1180 ºC 1200 ºC 1180 ºC 1200 ºC
84 88 74 102 167 211 5,7 6,0
75 87 91 89 90 202 248 7,2 11,3
90 91 94 92 92 234 259 9,3 11,7
105 91 93 108 71 258 244 9,4 13,2
Sinterleme sıcaklığıyla sinter yoğunluğunun değişimi, 60 dakikalık sinterleme süresi için Şekil 8’de verilmiştir. 1100,
1140, 1180 ve 1200 ºC sıcaklıklarda 60 dak. sinterlenen numuneler için sinter yoğunlukları sırasıyla %82, %83, %84
ve %88 olmuştur. Şekil 9’da sinterleme sıcaklığıyla sertliğin değişimi, 60 dakikalık sinterleme süresi için verilmiştir.
1100, 1140, 1180 ve 1200 ºC sıcaklıklarda 60 dak. süreyle yapılan sinterlemede sertlikler sırasıyla 55, 58, 61 ve 73

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
HRF olarak gerçekleşmiştir. Artan sinterleme süresiyle sinter yoğunluğunda olan artışla birlikte sertliğin de arttığı
açıkça görülmektedir.
şekil 8. Sinterleme sıcaklığıyla yoğunluğunun
değişimi (sinterleme süresi 60 dakika).
Sinterleme sıcaklığıyla çekme mukavemetinin değişimi, 60 dakikalık sinterleme süresi için Şekil 10’da verilmiştir.
1100, 1140, 1180 ve 1200 ºC sıcaklıklarda yapılan sinterlemelerde çekme mukavemeti değerleri sırasıyla 126, 138,
167 ve 211 MPa olarak bulunmuştur.
şekil 10. Sinterleme sıcaklığıyla çekme mukavemetinin değişimi.
Sinterlenmiş numunelerde, sinterleme süresine bağlı olarak iç yapı değişimi, 1200 ºC sabit sinterleme sıcaklığında,
60, 75, 90 ve 105 dak. süreler için, Şekil 11-14’de sunulmuştur. Şekillerden de görülebileceği gibi, 60 dakikalık
sinterlemede iç yapıda gözenek sayısı yüksek olup, sinterleme süresinin yetersizliğinden dolayı toz parçacıkları
arasındaki sınır belirgin durumdadır. Sürenin 75 dak. çıkartılmasıyla gözenek miktarında görülür bir azalma ve
toz tanecikleri arasındaki sınır, tam olarak yok olmasa da, çok büyük oranda azalmış durumdadır. 90 ve 105 dak.
sinterleme sürelerinde elde edilen iç yapılarda ise tane sınırlarının tamamen ortadan kalktığı, gözeneklerin ise
küreselleştiği görülmektedir. 90 dak. sinterlenen parçadaki gözenek miktarı 105 dak. sinterlenen parçaya göre
daha fazla iken, 105 dak. sinterlenen numunedeki gözeneklerin, nispeten uzun olan sinterleme süresinden dolayı
birleşerek büyüdüğü anlaşılmaktadır.
şekil 11. 1200 o C sıcaklıkta sinterlenen numunede
sinterleme süresi ile iç yapının
değişimi (sinterleme süresi 60 dakika).
218
şekil 9. Sinterleme sıcaklığıyla sertliğin değişimi
(sinterleme süresi 60 dakika).
şekil 12. 1200 o C sıcaklıkta sinterlenen numunede
sinterleme süresi ile iç yapının
değişimi (sinterleme süresi 75 dakika).

4. SoNuÇlar
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şekil 13. 1200 o C sıcaklıkta sinterlenen numunede
sinterleme süresi ile iç yapının
değişimi (sinterleme süresi 90 dakika).
Yapılan deneysel çalışmalardan ve elde edilen bulguların değerlendirilmesinden elde edilen sonuçlar aşağıda
verilmiştir:
1. Üretilen Ni-Cu alaşımı (Monel 400) alaşımı tozların tamamı küresel şekilli olup toz boyutuna bağlı olarak toz şekli
değişmemiştir. 90 µm’dan büyük boyutlu tozlarda yüzeylerde çekilme boşluğu oluştuğu gözlenmiştir. Toz boyutu
büyüdükçe çekilme boşluğu miktarının arttığı tespit edilmiştir.
2. Monel 400 alaşımından üretilen tozlarının yüzeylerindeki ince oksit film tabakasının yüksek saflıkta (%99,999
saflıkta) hidrojen atmosferinde 550 0C sıcaklıkta 10 dak. süre içerisinde indirgendiği anlaşılmıştır.
3. Artan sinterleme süresi ve sıcaklık şartlarında sinter yoğunluğunun arttığı gözlenmiştir. 1180 ºC sinterleme sıcaklığında
optimum sinterleme süresi 105 dakika olurken, 1200 ºC için bu süre 90 dakika olarak tespit edilmiştir.
4. Artan sinterleme süresiyle sertlik ve çekme mukavemeti değerlerinde artışlar gözlenmiştir. Sertlik ve çekme
mukavemetinin sinter yoğunluğuyla doğru orantılı olarak değiştiği tespit edilmiştir.
5. 90 ve 105 dakika sinterlenen numunelerden elde edilen iç yapılarda tane sınırları tamamen ortadan kalktığı,
gözeneklerin ise küreselleştiği tespit edilmiştir. Gözeneklerin, 105 dakikalık sinterlemede nispeten uzun olan
sinterleme süresinden dolayı birleşerek büyüdüğü gözlenmiştir.
kayNaklar
1. German, R.M., “Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri” Çeviri Editörleri: S. Sarıtaş, M. Türker, N. Durlu,
Türk Toz Metalurjisi Derneği Yayınları:05, 2007,Ankara.
2. Yamaguchi, K., Takakura, N., Imatani, S., “Compaction and Sintering Characteristics of Composite Metal
Powders”, journal of materials processing Technology, 63, 364-369, 1997.
3. German, R.M. “Sintering Theory and Practice”, Wiley-Interscience Publications, New York, 1996.
4. Narasimhan, K.S., “Sintering of Powder Mixtures and The Growth of Ferrous Powder Metallurgy”, materials
chemistry and physics, 67, 56-65, 2001.
5. Missiaen, J.M., “Solid-State Spreading and Sintering of Multiphase Materials, materials Science and engineering
a, 475, 2-11, 2008.
6. Liu, S., Zhang, H., Hu, J., “Effect of Carbusintering on Densification Behavior and Mechanical Properties of Fe-
2%Ni-x%Cu Alloys”, materials design, 32, 3686-3691, 2011.
7. Okuyama, K., Sintering, Hiroshima University, Higashi-Hiroshima, Japan,2007.
8. Wang ,Y.,U., “Computer Modeling and Simulation of Solid-State Sintering: A Phase Field Approach”, acta materialia,
54, 953–961, 2006.
9. Ji, C.H., Loh, N.H., Khor, K.A., Tor, S.,B., “Sintering Study of 316L Stainless Steel Metal Injection Molding Parts
Using Taguchi Method: Final Density”, materials Science and engineering a, 311, 74–82, 2001.
219
şekil 14. 1200 o C sıcaklıkta sinterlenen numunede
sinterleme süresi ile iç yapının
değişimi (sinterleme süresi 105 dakika).

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
reÇiNe Türü ve elyaF uzuNluĞuNuN FreN BalaTalarININ
mekaNik ve TriBolojik özellikleriNe eTkiSi
Bülent özTürk * ve Sultan ÖZTÜRK *
* Karadeniz Teknik Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü,
61080, Trabzon, bozturk@ktu.edu.tr
özeT
Bu çalışmada, reçine türü ve elyaf uzunluğunun otomotiv fren balatalarının mekanik ve tribolojik özelliklerine
etkileri incelenmiştir. Sürtünme deneyleri, Chase tipi sürtünme-aşınma deney düzeneğinde yapılmıştır.
Elde edilen sonuçlardan hem reçine türünün hem de elyaf uzunluğunun balata malzemelerinin
mekanik ve tribolojik özellikler üzerinde etkisi olduğu görülmüştür. Reçine türü dikkate alındığında MR
ve SR kodlu numuneler sırasıyla en düşük ve en yüksek sürtünme katsayısı gösterirken CR ve MR
kodlu numuneler en düşük ve en yüksek aşınma direnci göstermiştir. Ayrıca artan elyaf uzunluğuyla da
numunelerin sürtünme katsayıları düşerken aşınma dayanımları artmıştır. Çalışmada balata malzemelerinin
aşınma yüzeyleri ve aşınma parçacıkları da incelenmiştir.
anahtar kelimeler: Balata, Sürtünme, Aşınma, Reçine Türü, Elyaf Uzunluğu.
EFFECTS OF RESIN TYPE AND FIBER LENGTH ON THE
mechaNIcal aNd TrIBoloGIcal properTIeS oF Brake
FRICTION MATERIALS
ABSTRACT
In this study, the effects of resin type and fiber length on mechanical properties and friction characteristics
of automotive brake materials were studied. The friction tests were performed using a Chase type
friction tester. The results showed that both resin type and fiber length played an important role on the
mechanical and tribological properties of the friction materials. The highest and the lowest friction coefficient
for resin types were recorded for series SR and series MR composites, respectively, while the
series MR and CR composites showed the highest and the lowest wear resistance, respectively. For the
fiber length considered, increasing the fiber length increased the wear resistance of the composites. The
morphological features of worn surfaces and wear debris of the composites were analyzed.
keywords: Brake Pad, Friction, Wear, Resin Type, Fiber Length.
1. Giriş
Sürtünme malzemelerinin (balata) başlıca uygulama alanları debriyaj ve fren balatalarıdır. Bu malzemeler
çok bileşenli kompozit malzemeler olup değişen sıcaklık, hız, basınç ve çevre şartlarında kararlı bir
sürtünme katsayısına, düşük aşınma, yeterli düzeyde mukavemete ve çalışma esnasında gürültü ve titreşim
oluşturmama gibi özelliklere sahip olması istenir [1-5]. Bu nedenle balataların performansları kendilerini
oluşturan bileşenlerin özelliklerine bağlıdır. Günümüzde balatalarda kullanılan bileşen sayısı 700’
220

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ün üzerinde olmasına rağmen bu bileşenler 4 ana grupta toplanır. Bunlar bağlayıcılar, elyaflar, dolgu
malzemeleri ve sürtünme düzenleyicilerdir [6-8]. Bağlayıcı malzemeler veya bağlayıcılar, balata bileşenlerini
bir arada tutan malzemelerdir [7]. Elyaflar, balataya mukavemet, tokluk ve ısıl kararlılık sağlarlar.
Dolgu malzemeleri, balatanın maliyeti düşürmek amacıyla katılır ve balatanın hacmini arttırmak üzere
kullanılırlar. Sürtünme düzenleyici malzemeler ise balatanın sürtünme-aşınma davranışını değiştirmek
üzere kullanılırlar. Balatayı oluşturan bileşenlerin birleştirilmesi ve bu bileşenlerin ortaya koydukları sinerjik
etki, balatanın performansını nasıl etkileyeceğini tam olarak bilmek oldukça zordur [9].
Modifiye edilmiş ve edilmemiş fenolik reçineler, balatayı oluşturan bileşenleri iyi ıslatması ve maliyetinin
de düşük olması nedeniyle genellikle fren malzemelerinde bağlayıcı olarak kullanılırlar. Ancak fenolik
reçine neme ve sıcaklığa karşı duyarlıdır. Yüksek ısıl kararlılığa ve oksitlenme direncine sahip reçine
seçimi balatanın feyd (artan sıcaklıkla birlikte sürtünme katsayısında düşme) dayanımını etkiler [7, 10].
Fenolik reçine dışındaki reçineler maliyetlerinin nispeten yüksek olması nedeniyle balata üretiminde
genellikle tercih edilmemektedirler [7].
Fren balata malzemelerin üretiminde farklı elyaflar kullanılmaktadır. Bu elyafların türü ve oranları balatanın
sürtünme performansı ve aşınma miktarı üzerine oldukça etkilidir. Özellikle volkanik kayaçlardan
elde edilen Lapinus elyaf, diğer balata bileşenleriyle birlikte kullanıldıklarında balatanın feyd dayanımı
arttırmıştır. Aramid elyaf, taş yünü ve cam elyafla birlikte balatalarda kullanıldığında balatanın yüksek sıcaklıklardaki
sürtünme performansını geliştirmiş ve daha karalı sürtünme katsayısı ortaya koymuştur [1].
Son yıllarda yapılan çalışmalarda, balatanın performansına elyaf hacim oranının, elyaf yönlenmesinin
ve elyaf türünün etkileri incelenmiş ancak elyaf uzunluğunun etkisi tam olarak ortaya konmamıştır [11].
Bu nedenle bu çalışmanın amacı hem reçine türünün hem de elyaf uzunluğunun balatanın performansına
etkisini incelemektir. Sürtünme performans deneyleri Chase tipi sürtünme test düzeneğinde SAE
J661 standardına uygun olarak yapılmıştır.
2. deNeySel ÇalIşmalar
2.1. Numune üretimi
Çalışmada incelen numuneler asbest içermeyen organik türde (NAO) olup reçine, elyaf, yağlayıcı, aşındırıcı,
dolgu malzemesi ve sürtünme düzenleyici içermektedir. Her bir numune grubunda matris malzemesi
olarak üç farklı tür reçine (düz fenolik reçine, kaju fıstığı kabuğu sıvısı (CNSL) ile modifiye edilmiş
fenolik reçine ve melamin reçine) kullanılmıştır. Takviye edici malzeme olarak kullanılan elyafların kodları
ve uzunlukları ise sırasıyla RB215, RB260, RB280 ve 150±25 µm, 300±50 µm, 650±150 µm’ dir. Elyaf
çapı yaklaşık 9 µm’ dir. Balata üretiminde kullanılan bileşenler ve bu bileşenlerin ağırlık oranları Çizelge
1’ de verilmiştir. Balata numuneleri üç seri (SR, CR ve MR) halinde üretilmiştir. Numune üretiminde hem
reçine türü hem de elyaf uzunluğu değişken olarak alınmış, balata bileşenleri ise bütün numunelerde
aynı oranda sabit tutulmuştur. Balatayı oluşturan bileşenler 0,1 mg hassasiyetle tartıldıktan sonra bir
karıştırıcı içerisinde 3-4 dakika süreyle karıştırıldı. Karışım daha sonra 150 o C sıcaklık, 15 MPa basınca
sahip bir kalıpta 15 dakika süreyle tutularak sertleştirildi. Sertleşmenin tamamlanması için numuneler
180 o C sıcaklığa sahip fırında 4 saat süreyle tutuldu. Üretilen numuneler daha sonra talaşlı işleme tabi
tutularak deneylere hazır hale getirildi.
Çizelge 1. Numune bileşenleri ve oranları.
221

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Çalışmada kullanılan reçinelerin ısıl analizleri Seiko II Exstar 6000 termal analiz cihazında azot atmosferinde
ve 20 o C/dak ısıtma oranında yapılmıştır. Şekil 1(a-c), reçinelerin TG ve DTG eğrilerini göstermektedir.
Şekilden görüldüğü üzere düz fenolik reçine (SR), CNSL modifiyeli reçine (CR) ve melamin
reçinenin (MR) ekzotermik reaksiyonları sırasıyla 154, 159 ve 152 o C’ dir. Ayrıca bu reçinelerin ayrışma
sıcaklıkları da sırasıyla yaklaşık olarak 550, 431 ve 408 o C’ de meydana gelmiştir.
(a) (b)
(c)
şekil 1. Reçinelerin TG ve DTG eğrileri: (a) düz fenolik reçine;
(b) CNSL modifiyeli fenolik reçine; ve (c) melamin reçine.
2.2. Fiziksel ve mekanik özelliklerin ölçülmesi
Numunelerin fiziksel (yoğunluk) ve mekanik özellikleri (sertlik, eğilme, kesme ve darbe mukavemetleri)
ilgili standartlara göre tespit edildi. Numune sertlikleri ASTM D785-03 standardına uygun olarak
Rockwell sertlik test makinesinde ve M skalasında tespit edildi. Eğilme, kesme ve darbe mukavemet
değerleri sırasıyla ASTM D790, ASTM D732 ve ASTM D256 standartlarına göre gerçekleştirildi. Bütün
deneyler oda sıcaklığında yapıldı. Eğilme ve kesme mukavemet değerleri Instron marka üniversal test
makinesinde yapıldı. Darbe deneylerinde kullanılan çekicin ağırlığı ise 15 J’ dür.
2.3. Test cihazı ve Test şartları
Sürtünme performans deneyleri SAE J661 standardına uygun olarak Chase tipi test cihazında gerçekleştirildi.
Test cihazı Şekil 2’ de verilmiştir. Cihaz numune tutucu, tambur ve kontrol ünitesi olmak üzere
3 ana kısımdan oluşmaktadır. Sürtünme deneylerinde kullanılan numune boyutu 25x25x7 mm’ dir. Sürtünme
performans deneyleri Çizelge 2’ de verilen test şartlarında yapılmıştır.
222
şekil 2. Sürtünme test
düzeneği (Chase tipi).

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Çizelge 2. Test şartları.
Sürtünme deneyleri yanma, düzenleme, birinci alıştırma, birinci yorma, birinci toparlama, aşınma, ikinci
yorma, ikinci toparlama ve ikinci alıştırma kısımlarından oluşmaktadır. Özgül aşınma miktarı, birim sürtünme
işi başına aşınan balata hacmi olup aşağıdaki formülle bulunmuştur [11].
numune ağırlık kaybı (aşınma deneyinden önce ve sonra numunedeki ağırlık kaybı), L kat
edilen toplam yol, ñ numune yoğunluğu, Fn ise uygulanan yüktür.
Numune aşınma yüzeyleri ve aşınma parçacıkları ZEISS marka taramalı elektron mikroskobunda, aşınma
parçacık boyutu ise Malvern Mastersizer 2000 cihazı kullanarak tespit edildi.
Burada; Ä m
3. SoNuÇlar ve TarTIşma
3.1. Fiziksel ve mekanik özellikler
Balata numunelerinin yoğunluk, sertlik, eğilme, kesme ve darbe mukavemet değerleri Çizelge 3’ de
verilmiştir.
Çizelge 3. Numunelerin fiziksel ve mekanik özellikleri.
Çizelge 3’ den görüldüğü üzere numunelerin sertlik değerleri artan elyaf uzunluğuyla birlikte düşmüştür.
Maksimum sertlik değerleri hem reçine türü hem de elyaf uzunluğu göz önüne alındığında CR kodlu
numunelerde elde edilmiştir. Eğilme mukavemeti genellikle artan elyaf uzunluğuyla artmıştır. Literatürde
yapılan çalışmalar incelendiğinde kısa elyaf takviyeli kompozitlerin eğilme mukavemet değerleri artan
elyaf uzunluğuyla arttığı görülür [11, 12]. En yüksek ve en düşük eğilme mukavemet değerleri sırasıyla
CR ve MR kodlu numunelerde elde edilmiştir. Bununla birlikte CR kodlu numuneler maksimum kesme
mukavemet değeri gösterir. Numunelerin kesme mukavemetleri genellikle hem SR kodlu hem de CR
kodlu numunelerde artan elyaf uzunluğuyla artarken, bu ilişki MR kodlu numunelerde görülmemiştir.
Aynı elyaf uzunlukları dikkate alındığında en yüksek darbe mukavemet değeri SR kodlu numunelerde
elde edilirken, CR ve MR kodlu numunelerde bu değerler yaklaşık olarak aynıdır.
3.2. Sürtünme performansı
Numunelerin sürtünme katsayılarının artan sıcaklıkla (II-yorma) değişimi Şekil 3 (a-c)’ de verilmiştir.
SR1, SR2, SR3 kodlu numunelerin deney başlangıcındaki sürtünme katsayıları 0,45, 0,44, 0,45, CR1,
CR2, CR3 kodlu numunelerin 0,44, 0,45, 0,43 ve MR1, MR2, MR3 kodlu numunelerin 0,43, 0,42 ve 0,39’
dur. Deney sonucunda bu değerler sırasıyla SR1, SR2, SR3 kodlu numuneler için 0,49, 0,47, 0,47, CR1,
CR2, CR3 kodlu numuneler için 0,48, 0,47, 0,45 ve MR1, MR2, MR3 kodlu numuneler için 0,41, 0,41 ve
0,40 olarak elde edilmiştir.
223
(1)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(a) (b)
c
şekil 3. Numunelerin sürtünme katsayılarının sıcaklıkla değişimi: (a) SR; (b) CR; ve (c) CR.
Şekil 3 (a-c)’ de görüldüğü gibi, numunelerin sürtünme katsayıları deneyin başlamasıyla birlikte artan
sıcaklıkla kayma ara yüzeyindeki gerçek temas alanındaki değişimler nedeniyle artmıştır. Numunelerin
sürtünme katsayıları, deneyin başlamasıyla birlikte artmasının nedeni birincil temas platolarının oluşumu
ve buna bağlı olarak da gerçek temas alanlarının artmasıdır. Platolar, disk ile temas alanları olup
birincil ve ikincil platolar olmak üzere iki kısımdan oluşur. Birincil platolar balatanın daha yüksek aşınma
dayanımına sahip, mekanik olarak kararlı ve aşınmaya dirençli bileşenlerinden oluşur. İkinci safhada
ise bu bileşenler ikincil platoların oluşması ve büyümesi için çekirdeklenme yeri oluştururlar. Aşınma
parçacıkları yer yer birincil platoların arkasına sıkışarak birikir ve ikincil platoları oluştururlar [13, 14].
Deney başlangıcındaki sürtünme, matris-disk şeklinde olurken artan deney süresi ve sıcaklıkla birlikte
matrisin giderek aşınmasıyla elyaf parçacıkları yüzeye çıkmakta, sürtünme ağırlıklı olarak elyaf-disk
şekline dönüşmektedir.
SR ve CR kodlu numunelerin sürtünme katsayılarında deney süresinin artışı ile birlikte yaklaşık 345
o C disk sıcaklığına kadar önemli bir düşme olmadığı için bu numunelerin yüksek sıcaklık feyd dayanımları
oldukça iyidir. Ancak MR kodlu numunelerin sürtünme katsayıları, artan deney süresi ile birlikte
275 o C disk sıcaklığına kadar artmakta ancak bu sıcaklığın üzerinde keskin bir şekilde düşmektedir.
Bu numunelerin feyd dayanımları kötüdür. Bu melamin reçinenin bozunma sıcaklığının düşük olması
nedeniyledir.
SR, CR ve MR kodlu numunelerin ortalama sürtünme katsayıları Şekil 4 (a-c)’ de verilmiştir. Ortalama
sürtünme katsayısı, farklı işlem basamaklarından alınan 10 sürtünme katsayısı değerinin ortalamasıdır.
Bu değerler sırasıyla birinci toparlama esnasında 204 ve 149 o C, ikinci yorma esnasında 232, 260, 288,
316 ve 343 o C ve ikinci toparlama esnasında 260, 204 ve 149 o C’ dir.
224

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(a) (b)
c
şekil 4. Numunelerin ortalama sürtünme katsayılarındaki değişim: (a) SR; (b) CR; ve (c) MR.
SR ve CR kodlu numunelerin ortalama sürtünme katsayısı değerleri artan elyaf uzunluğuyla düşmüştür.
Ancak MR kodlu numunelerde ise belirli bir değişim elde edilmemiştir. Aynı elyaf uzunlukları dikkate alındığında
maksimum ve minimum ortalama sürtünme katsayısı sırasıyla SR ve MR kodlu numunelerde
elde edilmiştir. 150 µm elyaf uzunluğunda ortalama sürtünme katsayıları SR1 ve MR1 kodlu numunelerde
sırasıyla 0,494 ve 0,468 olarak bulunmuştur.
Bu değerler 300 µm elyaf uzunluklarında SR2 ve MR2 kodlu numunelerde 0,481 ve 0,441 ve 650 µm
elyaf uzunluklarında ise SR3 ve MR3 kodlu numunelerde 0,472 ve 0,444 olarak elde edilmiştir.
Elyaf takviyeli kompozitlerde eğer elyaf kompozit malzemeyi yeteri kadar desteklemez ve mukavemet
kazandırmazsa, matris malzemesi karşı yüzey üzerinde mevcut pürüzler tarafından mikro kazıma ve
mikro kesme işlemine tabi tutulur. Bunun sonucunda matris malzemesinde daha fazla aşınma olur.
Matris görevini yapamazsa kayma esnasında oluşan sürtünme kuvveti numunedeki elyafları kırmadan
direkt olarak onları yapıdan kopartır.
Kopan bu elyaflar ara yüzeyde aşındırıcı ve kazıyıcı olarak hareket eder bu ise muhtemelen hem sürtünme
katsayısını hem de özgül aşınma miktarını arttırır. (Şekil 5a). Nispeten daha uzun elyaflarda
aşınma daha zor meydana gelir. Başlangıçta elyaflar yapıdan kopmadan yavaş yavaş aşınmaya başlar
ve elyaflarda incelmeyle birlikte kopmalar meydana gelir. Kopan elyafların bir kısmı aşınma yüzeyinden
ayrılırken geri kalan kısım ise belirli bir süre ikincil platolar oluşturarak kompozit malzemeyi desteklemeye
devam eder. Belirli bir zaman sonra mevcut elyaf bütünüyle kopar ve aşındırıcı olarak işlevini
yapar. Ancak bu aşındırıcılık, kısa elyafla karşılaştırıldığında nispeten daha düşük oranda meydana
gelir. (Şekil 5b) [11, 15].
225

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(a) (b)
şekil 5. Numunelerin aşınma yüzeylerin SEM görüntüleri: (a) CR1; ve (b) CR3.
Numunelerin sürtünme katsayılarının frenleme sayısıyla değişimi Şekil 6 (a-c)’ de verilmiştir. Şekil 6a’
da görüldüğü gibi, SR kodlu numunelerin sürtünme katsayıları beşinci frenlemeye kadar artmıştır. Sürtünme
katsayısı otuzuncu frenlemeye kadar düşmüş ve bu değerin üzerinde yaklaşık olarak sabit kalmıştır.
Şekil 6b’ de ise CR kodlu numunelerin sürtünme katsayıları onuncu frenlemeye kadar artmıştır.
Bu değerden sonra yaklaşık otuzuncu frenlemeye kadar benzer şekilde düşmüş ve bu değerden sonra
yaklaşık olarak sabit kalmıştır. MR kodlu numunelerde ise MR1 kodlu numune hariç hem MR2 hem de
MR3 kodlu numunelerde artan frenleme ile birlikte sürtünme katsayıları yaklaşık olarak sabit kalmıştır.
MR1 kodlu numune ise deneyin başlangıcından yirminci frenlemeye kadar sürtünme katsayısı düşmekte,
bunun üzerindeki frenleme sayısında sürtünme katsayısı sabit olmaktadır (Şekil 6c).
(a) (b)
şekil 6. Sürtünme katsayısının frenleme sayısı ile değişimi: (a) SR; (b) CR; ve (c) MR.
c
226

3.3. aşınma oranı
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Aşınma genellikle sıcaklık, hız, basınç, çevre şartları ve numune-karşı yüzey arasındaki etkileşim gibi
faktörlere bağlıdır. Balataların aşınmasına, balatada oluşturan reçine, elyaf ve sürtünme düzenleyiciler
gibi bileşenler etki ederler [6, 16]. Numune gruplarının özgül aşınma oranları Şekil 7 (a-c)’ da verilmiştir.
Şekilde görüldüğü üzere, reçine türü dikkate alındığında CR kodlu numune grubu en yüksek özgül aşınma
oranına sahiptir. SR kodlu numune grubu ise özgül aşınması CR kodlu numunelere göre nispeten
daha düşük, MR kodlu numuneler ise en düşük özgül aşınma oranına sahiptir.
(a) (b)
c
Elyaf uzunlukları göz önüne alındığında artan elyaf uzunluğu ile birlikte numunelerin genellikle özgül
aşınma miktarları azalmıştır. Bunun nedeni ise kısa elyafların kayma esnasında matristen daha kolay
ayrılmasıdır.
3.4. aşınma yüzeylerin ve aşınma parçacıklarının Sem analizi
SR1, CR1 ve MR1 kodlu numunelerin aşınma yüzeylerinin görüntüleri Şekil 8-10’ da verilmiştir. Şekil
8 (a-b)’ de görüldüğü gibi, SR1 numunesi birincil ve ikincil platolara ilaveten aşınma yüzeyinde toz
aşınma parçacıkları mevcuttur. Ayrıca numune aşınma yüzeyinde aşınmış fakat kopmamış elyaflar da
bulunmaktadır.
(a) (b)
şekil 8. SR1 kodlu numunenin aşınma yüzeyinin SEM görüntüsü: (a) X500; ve (b) X2000.
227
şekil 7. Numunelerin
özgül aşınma miktarları:
(a) SR; (b) CR; ve (c) MR.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 9 (a-b), CR1 kodlu numunenin aşınma yüzeyini göstermektedir. SR1 kodlu numuneyle kıyaslandığında
CR1 kodlu numunenin aşınma yüzeyinde daha fazla oranda kırılmış ve kopmuş elyaflar, daha
fazla elyaf-matris ayrılması mevcuttur. Kırılmış ve yüzeyden ayrılmış olan elyaflar karşı yüzey pürüzlülüğünü
artırmakta bunun sonucunda artan karşı yüzey pürüzlülüğü ise kazıma etkisiyle özgül aşınma
miktarını artırmaktadır [17].
(a) (b)
şekil 9. CR1 kodlu numunenin aşınma yüzeyinin SEM görüntüsü: (a) X500; ve (b) X1000.
MR kodlu numunelerin mekanik özellikleri, diğer numunelere göre daha düşük olmasına rağmen en
düşük özgül aşınma değeri göstermiştir. Şekil 10 (a-b)’ de görüldüğü gibi numune aşınma yüzeyi, daha
büyük boyutta ikincil temas platosuna sahiptir. Ayrıca, SR1 ve CR1 kodlu numunelerle kıyaslandığında
MR1 kodlu numunenin aşınma yüzeyinde az oranda kırılmış ve yüzeyden ayrılmış elyaflar mevcuttur.
(a) (b)
şekil 10. MR1 kodlu numunenin aşınma yüzeyinin SEM görüntüsü: (a) X500; ve (b) X500.
Aşınma deneyi sırasında oluşmuş aşınma parçacıkları ve bu parçacıkların boyut dağılımı Şekil 11-13’
de verilmiştir. Bu parçacıkların incelenmesi de aşınma mekanizmalarının ortaya konması ve yüzey etkileşimi
açısından önemlidir [18].
(a) (b)
şekil 11. SR1 kodlu numunenin (a) aşınma parçacıklarının SEM görüntüsü; (b)Parçacık boyut dağılımı.
228

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(a) (b)
şekil 12. CR1 kodlu numunenin (a) aşınma parçacıklarının SEM görüntüsü; (b)Parçacık boyut dağılımı.
(a) (b)
şekil 13. MR1 kodlu numunenin (a) aşınma parçacıklarının SEM görüntüsü; (b)Parçacık boyut dağılımı.
Aşınma parçacıkları genellikle kırılmış ve daha sonra yüzeyden kopmuş elyaf parçacıklarından, numune
yüzeyindeki tabakalardan ve karşı yüzeyden kopan aşınma parçacıklarından oluşur. Bu parçacıklar,
karşı yüzeyin numune yüzeyine temas etmesiyle hemen yüzeyden ayrılabilir veya tabaka şeklinde bir
süre yüzeyde kalabilir. Düşük aşınma direnci gösteren SR1 ve CR1 kodlu numunelerin aşınma parçacık
şekilleri, MR1 kodlu numuneye göre oldukça küresel ve birkaç plaka şeklindedir. Yüksek aşınma direnci
gösteren MR1 kodlu numunenin aşınma parçacıklarının şekli ise genellikle plaka ve az da olsa küreseldir.
SR1, CR1 ve MR1 kodlu numunelerin ortalama aşınma parçacık boyutları sırasıyla 2,609 µm, 2,521
µm ve 4.822 µm’ dir.
4. SoNuÇlar
Çalışmada reçine türü ve elyaf uzunluğunun fren balatalarının mekanik ve tribolojik özelliklerine etkisi
incelenmiştir. Sürtünme performans deneyleri Chase tipi sürtünme test düzeneğinde gerçekleştirilmiştir.
Yapılan mekanik ve tribolojik deneylerden aşağıdaki sonuçlar elde edilmiştir.
1. Numunelerin mekanik ve tribolojik özellikleri arasında direkt bir ilişki yoktur. Numunelerin aşınma
oranları sürtünme katsayılarıyla ilişkilidir.
2. En düşük ve en yüksek sürtünme katsayısı MR ve SR kodlu numunelerde elde edilirken, MR ve CR
kodlu numuneler en yüksek ve en düşük aşınma direnci sergilemiştir.
3. Numunelerin sürtünme katsayıları ve özgül aşınma oranları genellikle artan elyaf boyuyla azalmıştır.
4. Uzun elyaf takviyeli numunelerin mekanik özellikleri genellikle kısa elyaf takviyeli numunelerden daha
fazladır.
Teşekkür
Bu çalışma, Karadeniz Teknik Üniversitesi BAP Birimi 2007.112.010.1 kodlu proje kapsamında yapılmıştır.
Proje desteklerinden dolayı Karadeniz Teknik Üniversitesi’ne teşekkür ederiz.
229

kayNaklar
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
1. Satapathy, B.K., Bijwe, J., “Fade and Recovery of Non-Asbestos Organic (NAO) Composite Friction
Materials Based on Combinations of Rock Fibers and Organic Fibers”, journal of reinforced
plastics and composites, Vol. 24, pp. 563-576, 2005.
2. Kim, S.J., Cho, M.H., Lim, D.S., Jang, H., “Synergistic Effects of Aramid Pulp and Potassium Titanate
Whiskers in the Automotive Friction Material”, Wear, Vol. 251, pp. 1484-1491, 2001.
3. Kim, S.J., Lee, J.Y., Jang, H., “Effect of Humidity on Friction Characteristics of Automotive Friction
Materials”, kSTl International journal, Vol. 2, pp. 150-153, 2001.
4. Ertan, R., Yavuz, N., “An Experimental Study on the Effects of Manufacturing Parameters on the
Tribological Properties of Brake Lining Materials”, Wear, Vol. 268, pp. 1524-1532, 2010.
5. Satapathy, B.K., Bijwe, J., “Composite Friction Materials Based on Organic Fibers: Sensitivity of
Friction and Wear Operating Variables”, composites part: a, Vol. 37, pp. 1557-1567, 2006.
6. Kim, S.J., Jang, H., “Friction and Wear of Friction Materials Containing Two Different Phenolic Resins
Reinforced with Aramid Pulp”, Tribology International, Vol. 33, pp. 477-484, 2000.
7. Gurunath, P.V., Bijwe, J., “Friction and Wear Studies on Brake-Pad Materials Based on Newly Developed
Resin”, Wear, Vol. 263, pp. 1212-1219, 2007.
8. Kumar, M., Bijwe, J., “Role of Different Metallic Fillers in Non-Asbestos Organic (NAO) Friction
Composites for Controlling Sensitivity of Coefficient of Friction to Load and Speed”, Tribology International,
Vol. 43, pp. 965-974, 2010.
9. Gopal, P., Dharani, L.R., Blum, F.D., “Fade and Wear Characteristics of A Glass-Fiber-Reinforced
Phenolic Friction Material”, Wear, Vol. 174, pp. 119-127, 1994.
10. Bijwe, J., Nidhi, Satapathy, B.K., “Influence of Amount of Resin on Fade and Recovery Behaviour of
Non-Asbestos Organic (NAO) Friction Materials”, Transaction of the Indian Institute of metals,
Vol. 57, pp. 335-344, 2004.
11. Zhang, H., Zhang, Z., Friedrich, K., “Effect of Fiber Length on the Wear Resistance of Short Carbon
Fiber Reinforced Epoxy Composites”, composites Science and Technology, Vol. 67, pp. 222-
230, 2007.
12. Subramaniam, N., Sinha, B.R., Blum, F.D., Chen, Y.R., Dharani, L.R., “Glass Fiber Based Friction
Materials”, International journal of polymeric materials, Vol. 15, pp. 93-102, 1991.
13. Eriksson, M., Jacobson, S., “Tribological Surfaces of Organic Brake Pads”, Tribology International,
Vol. 33, pp. 817-827, 2000.
14. Nidhi, Bijwe, J., Mazumdar, N., “Influence of Amount and Modification of Resin on Fade and Recovery
Behavior of Non-Asbestos Organic (NAO) Friction Materials”, Tribology letters, Vol. 23, pp.
215-222, 2006.
15. Öztürk, B., Öztürk, S., “Effects of Resin Type and Fiber Length on the Mechanical and Tribological
Properties of Brake Friction Materials”, Tribology letters, Vol. 42, pp. 339-350, 2011.
16. Öztürk, B., Arslan, F., Öztürk, S., “Hot Wear Properties of Ceramic and Basalt Fiber Reinforced
Hybrid Friction Materials”, Tribology International, Vol. 40, pp. 37-48, 2007.
17. Vishwanath, B., Verma, A.P., Rao C.V.S.K., “Friction and Wear of A Glass Woven Roving/Modified
Phenolic Composite”, composites, Vol. 21, pp. 531-536, 1990.
18. Mosleh, M., Blau, P.J., Dumitrescu, D., “Characteristics and Morphology of Wear Particles from Laboratory
Testing of Disk Brake Materials”, Wear, Vol. 256, pp. 1128-1134, 2004.
230

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MECHANICAL
ALLOYING
www.turkishpm.org
231

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
THE EFFECT OF REINFORCEMENT RATIO ON HARDNESS OF al-al 2 O 3
COMPOSITES FABRICATED BY MECHANICAL ALLOYING TECHNIqUE
aykut canakci 1 , Temel varol 1 , Saban ertok 1
1 Department of Metallurgical and Materials Engineering, Karadeniz Technical University, Trabzon, Turkey
aykut@ktu.edu.tr, tvarol@ktu.edu.tr
ABSTRACT
In this work, mechanical alloying technique was used to produce aluminum (Al) matrix composite reinforced with
alumina (Al 2 O 3 ). A mixture of Al and 5, 10, 15 vol. % Al 2 O 3 powders were milled in a high energy milling process.
The powder mixtures were milled in a planetary ball mill for different milling times of 0.5, 2, 5 and, 7 h. Ball mill velocity
was 400 rpm and ball to powder weight ratio was 10: 1. Methanol was used as process control agent (PCA).
Mechanic alloyed composite powders were consolidated as compacts and sintering (under argon). Mechanical
alloying was followed by SEM, particle size and hardness. The results show that increase in volume fraction of reinforcement
particles increases the work hardening, affecting structural evolution and hardness of the composites.
Moreover, The results show that physical properties of Al-Al 2 O 3 composites depend strongly on milling time so that
increasing milling time causes to change the values of properties of composites.
keywords: Mechanical alloying (MA); Aluminium-based metal matrix composites (Al-MMCs); Alumina (Al 2 O 3 )
1. INTRODUCTION
In recent years, alumium alloy based metal matrix composites are interested their importance for endustries like
automative and aerospace due to their engineered properties. Aluminum matrix composites (AMCs) are widely
used for light weight, unique mechanical properties [1,2]. MMC’s can be formed from solid and molten states into
forging, extrusions, sheet and plate and casting. Conventional techniques like casting, spraying and forging have
problems like reinforcement segregation,unwanted interfacial chemical reactions, higher porosity and poor interfacial
bonding. Due to the presence of alumina particles with high melting point, conventional melting and casting
is not suitable for producing dispersion-strengthened Al composites [3,4]. Alternatively, powder metallurgy ensures
the fine alumina dispersoid is well distributed within the Al matrix, which eventually gives good final mechanical
properties to the composite with sufficient physical properties. Mechanical alloying has also been employed to synthesize
AMC. This method is relatively easy to produce composite powders with fine microstructure [5]. Mechanical
alloying (MA) that is a ball milling process where the powder particles are subjected to high energy impact have
been recently used in the production of aluminum base matrix composite. MA enables a uniform distribution of
the reinforcement particles into the aluminum matrix, the refining of the metal matrix and the fracturing of the hard
reinforcement particles [6].
The purpose of this study was to prepare Al-Al 2 O 3 composite powder by mechanical alloying and to investigate the
influence of the milling time and the effect of reinforcement volume fraction on composite hardness and the structural
evolution during MA.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
2.1. materials
The as-atomized Al alloy powders (Gündoğdu Exotherm Company, Turkey) with an average particle size of 377
µm, Al 2 O 3 powders (99,7 % purity, Wacker Ceramic Company, Germany) with an average particle size of 13 µm
232

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
which varies between 5 µm and 25 µm and the density of 3.95 g/cm 3 are used as raw materials. The chemical composition
of the as-atomized Al alloy (in wt. %) is 1.230Fe, 1.000Si, 1.000Pb, 0.710Cu, 0.530Zn, 0.116Mn, 0.071Ti,
0.050Mg and Al (balance). Fig 1(a) and (b) shows the morphologies of the as received Al alloy matrix powder and
Al 2 O 3 particles.
2.2. milling
Fig. 1. Morphology of as-received powders: (a) Al alloy and (b) Al 2 O 3 particles.
Composites powders of Al alloy matrix reinforced with different amount of Al 2 O 3 (in vol. %5, %10 and %15) by highenergy
ball milling for 0.5 h, 2 h, 5 h, and 7 h. The milling process was carried out in a planetary ball-mill (Fritshc
Gmbh, model ‘Pulverisette Premium Line 7’) at room temperature using tungsten carbide bowl and high argon
atmosphere. The milling medium was tungsten carbide balls, 10 mm in diameter. The ball-to-powder weight ratio
(BPR) and rotational speed were 10:1 and 400 rpm, respectively. A total of 1.75 wt. % of methanol (Merck) was
added to the ball-mill as process control agent (PCA). The milling atmosphere was argon which was purged into the
bowl before milling. To prevent over heating, ball milling experiments were stopped (every 0.5 h) and then resumed
when the temperature of the bowl decreased to the room temperature. Powders samples were withdrawn at time
intervals of 0.5, 2, and 5 h for morhological, microstructural and structural analyses.
2.3. powder characterization
The size distribution of as-received and milled powders was quantified by a laser particle size analyzer (Malvern,
model ‘Mastersizer Hydro 2000’). The morphology and microstructure of raw and milled powders were investigated
by scanning electron microscopy (SEM) using Zeiss LS10. The microhardness of as-received and milled powders
was measured by a microhardness tester (struers microhardness tester) at 10 gr load.
2.4. powder compaction
The as-received Al alloy powder, the conventionally mixed (CM) and the mechanically alloyed powders were uniaxially
cold pressed in a cylindrical die at 500 and 700 MPa to block specimen with dimension of ø30x20 mm, with
graphite as the die lubricant. The green compacts were sintered 600 o C for 3 h under high argon atmosphere. The
sintered compacts were cooled to room temperature in the sintering furnace.
2.5. microscopic evaluation
To evaluate microstructure of produced composites the surface of samples were polished to achieve a rough surface
of about 0.05 µm. The microstructures of the conventially mixed and the milled Al alloy-Al 2 O 3 composites were
examined by Zeiss scanning electron microscope.
3. RESULT AND DISCUSSION
3.1. particle size evaluation of milled powder
The effect of milling time on the particle size of ductile-ductile and ductile-brittle powders has been studied separately
by previous authors [7-12]. The effect of milling time on the average particle size of monolithic Al alloy and Al
alloy-Al 2 O 3 composite powders was shown in Fig. 2. Unlike most of the work related to mechanical alloying [13-16],
in this study, the particle size decreases continuously. This can be attributed to the initially used Al alloy powders
having ligamental shape. These powders can be easily deformed by high energy collisions at balls and they can be
233

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
easily fractured weakness regions. It should be noted that initial powder morphology is an important factor affecting
the change of the particle size. The average particle size (d 0.5 ) of the monolithic Al alloy and Al-Al 2 O 3 composites
powders were decreased same trend with increasing milling time (Fig. 2).
Fig. 2. The change of particle size of Al alloy and composite powders with milling time
The average particle size of the Al alloy-Al 2 O 3 composite powders was lower than that of the Al alloy powders it was
reduced by increasing the reinforcement content. Indeed, the presence of the ceramic phase accelerates the rate at
which the milling process reaches completion. The presence of alumina particles increases local deformation which
improves the particle welding process. Beside this, the higher local deformation imposed by reinforcement particles
increases the deformation hardening, which helps the fracture process. The small hard brittle particles in the matrix
act as small milling agents, and thus the steady state the milling time is reduced. A similar behavior was observed
the ball milling of Al–20 wt. % Al 2 O 3 system [11] and Al-AlN system [9,10,17,18].
3.2. milled powder characteristics
The as-received aluminum alloy matrix powders were irregular and ligamental shape (Fig. 1a). By continuing
milling process, these powders are deformed and transmitted to flatten and flake shapes and weld to each other.
Then these changes followed by fracture and rewelding, repeatedly [11]. After 0.5 h milling, the Al alloy powders
deform into a flake like shape (Fig. 3a). Due to ductile nature of the Al alloy powder, welding seems to be the
dominating mechanism over this stage of milling [7,10,11], and thus the 0.5 h milled particles have large size and
flattened shape (Fig. 3a). The large size and flatten shape like Al alloy powders are work hardened after 2 h milling,
hence fracture mechanism is activated (Fig. 3b).
Fig. 3. Morphology of the milled Al alloy powders for: (a) 0.5 h, (b) 2 h, (c) 7 h.
SEM micrographs of milled Al alloy powders showed that after 5 h milling, the morhology of Al alloy powders were
not completely equiaxed, which is the characteristic of Al alloy powders at steady state. Further milling up to 7 h has
no effect on the morphology (Fig. 3c); indeed at milling times longer than 5 h the steady state predominates.
The variation of Al alloy-Al 2 O 3 powder shape during high energy ball milling as the function of milling time up to 7
h is shown in Fig. 4(a–c). During the MA process, powders are subjected to high energy collision, which caused
severe plastic deformation, cold welding and fracturing of the powders. Plastic deformation and cold welding were
predominant during initial stage of high-energy ball milling, in which the deformation led to a change in particle
shape and cold welding led to an increase in average particle size. The addition of hard reinforcement particles
would accelerate the fracture process of the matrix powders, which was reported elsewhere [13]. The increased
234

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
fracturing tendency for high reinforcement was due to more collision with balls and more support from hard ceramic
particles [14]. In order to understand the effect of reinforcement ratio on the mechanical alloying process and composite
properties, Al powders were milled with different amounts of Al 2 O 3 (0, 5, 10, and 15 vol. %) for 0.5, 2, 5, and
7 h. If the presence of reinforcement results in a high deformation of the metallic matrix and advances the mechanic
alloying process, a higher reinforcement fraction will result in a still greater deformation of the metallic particles and
will accelerate the process even more. The reinforcement particles embedding into the Al powders during milling
lead to their fracture toughness reduction enhancing their fracture.
Fig. 4. Morphologies evolution of the Al alloy reinforced with different amount of Al 2 O 3 (in vol. %5, %10 and %15)
by high-energy ball milling for 0.5 h, 2 h, 5 h, and 7 h: (a) 0.5 h, (b) 2 h, and (c) 7 h.
3.3. microstructure
Fig. 5 shows the evolution of distribution of the Al 2 O 3 particulates reaching milling time in the Al alloy matrix for
Al-Al 2 O 3 composites.
235
Fig. 5. A schematic
view of the evolution of
distribution of the Al 2 O 3
particulates reaching
milling time
in the Al matrix [19].

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The main process which takes place in a mill during the MA method to produce quality powders with controlled
microstructure is the repeated welding, fracturing, and rewelding of a mixture of powders. The morphology of the
initial powders is modified when they are subjected to ball collisions [15]. Initial stages of MA, welding process
too much dominant than fracture because of that powders are exposed to high cold deformation. The presence
of reinforcement particles between the particles during welding increases local deformation in the around of the
reinforcement particle. An increase the local deformation improves the particle welding process and also increment
of reinforcement lead to improvement of fracture mechanism on continuous process. In other words, small hard
brittle particles in the mix act as small milling agents, with an improvement of the energy of the system. Therefore,
reducing the milling time necessary to achieve uniform dispersing of reinforcement particles. The effect of milling
time on the distribution of Al 2 O 3 powders is investigated by SEM. Figs. 6-8 show the distribution of reinforcement
powders (5, 10, and 15 vol. % Al 2 O 3 ) milled with different milling time (0.5, 2, and 7 h). SEM images show that most
of the reinforcement powders dispersed inside the Al matrix at the end of a long milling time while Al 2 O 3 powders
weren’t showed a homogeneous distribution within the matrix in short milling time. In other words, the homogeneous
distribution of the reinforcement powders provided with increasing milling time.
Fig. 6. Distribution of alumina particles of Al alloy-5 vol. % Al 2 O 3 composites in the Al alloy matrix with milling time
after (a) 0 h, (b) 0.5 h, (c) 2 h, and (d) 7 h.
236

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 7. Distribution of alumina particles of Al alloy-10 vol. % Al 2 O 3 composites in the Al alloy matrix with milling
time after (a) 0 h, (b) 0.5 h, (c) 2 h, and (d) 7 h.
237

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 8. Distribution of alumina particles of Al alloy-15 vol. % Al 2 O 3 composites in the Al alloy matrix with milling time
after (a) 0 h, (b) 0.5 h, (c) 2 h,and (d) 7 h.
238

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The particle distribution was not uniform at initial milling time (0 h, 0.5 h) and the distance between alumina particles
was too much. However, increasing milling time caused to fracture the brittle alumina powders and to embed them
into ductile Al powders. The distance between reinforcement particles decreases with increasing milling time (Figs.
6-8).
3.4. hardness
The result of micro and macro-hardness for different milling time and different compact pressure is shown in Figs.
9-10. Micro and macro hardness values increases with increasing milling time and with the reinforcement content.
MA assists a high degree of deformation and reduces the grain size to finer level. As can be seen from figures,
increasing milling time fractures coarse powder particles into fine particles due to cold welding and plastic deformation.
The rate of an increase in micro-hardness is high and becomes even greater after reaching 5h of milling.
The increase in hardness values can be explained more homogeneous distribution of reinforcement particles,
increasing work hardening decreasing grain size [10, 20-22]. In addition, as shown in the Figures; hardness values
increases with increasing compact pressure because of decreasing porosity. When particle morphology, particle
size and composite hardness examined it was observed that measurements done at the end of 5 and 7 h of milling
were close to each other. Based on this, it can be expressed mechanical alloying process reached virtually steadystate
at the end of 5 h of milling.
Fig. 9. Micro-hardness of the Al alloy and composites versus milling time at different compact pressure (a) 500
MPa and (b) 700 MPa.
The Brinell hardness of the composites and matrix alloy was given in Fig. 10. It was seen from Fig. 10 that the
hardness of the composites increased with increasing particle volume fraction. As compared to the Al matrix alloy,
the hardness of the MMCs was found to be greater, and addition of Al 2 O 3 particles increase the hardness of the Al
alloy [23-25].
Fig.10. Macro-hardness of the Al alloy and composites versus milling time at different compact pressure (a)
500 MPa and (b) 700 MPa.
239

4. CONCLUSION
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
In this work, Al 2 O 3 reinforced Al alloy base composites were synthesized by mechanical alloying process. The milling
time was varied from 0.5 h to 7 h while volume fraction was varied from 0% to 15%. Mechanical alloying appears
to be an ideal technique to produce composites in a variety of systems. The most impressive advantage of the mechanical
alloying method is that a uniform dispersion can be succeed by optimizing the process parameters. It was
observed that higher hardness is obtained when volume fraction (reinforcement ratio) was increased. The results of
the macro-hardness measurements for Al-Al 2 O 3 composites show a important increase in hardness as compared to
the unreinforced sample. Moreover, the average particle size, powder morhology, and hardness of properties of the
monolithic Al alloy matrix and the composites were reached virtually a steady state value at the end of 5 h of milling
tim by mechanical alloying process.
acknowledgement
The authors are grateful to Karadeniz Technical University Research Fund for the financial supporting of this
research work (No: 2007.112.10.2 ). The researchers would also like to thank to Gundogdu Exotherm Service for
providing Al-alloy powders.
5. REFERENCES
1. C. Padmavathi., Anish. Upadhyaya., Science of Sintering (2010) 42 363-382
2. C. Suryanarayana, Journal of Alloys and Compounds 529 (2010) 229-234
3. B. Prabhu, C. Suryanarayana, L. An, R. Vaidyanathan , Mater Sci Eng A (2006) 425:192-200
4-. G. O’Donell, L. Looney, Mater Sci Eng A (2001) 303: 292–301
5. S.M. Zebarjad, S.A. Sajjadi, Materials and Design 28 (2007) 2113-2120.
6. Grazziani Maia Candido, Vanessa Guido, Gilbert Silva, Kátia Regina Cardoso, Materials Science Forum Vols.
660-661 (2010) 317-324
7. Rodiguez A, Gallardo JM, Herrera EJ (1997) J of Mater Sci 32: 3535–3539
8. El-Eskandarany MS (2000) William Andrew Publishing, New York
9. Fogognolo JB, Velasco F, Robert MH, Torralba JM (2003) Mater Sci Eng A 342: 131–143
10. Razavi Tousi SS, Yazdani Rad R, Salahi E, Mobasherpour, I Razavi M (2009) Powder Tech 192: 346–351
11. Abdoli H, Salahi E, Farnoush H, Pourazrang K (2008) J of Alloys and Compounds 461: 166-172
12. Arik H, Turker M (2007) Mater and Design 28: 140–146
13. Razavi Hesabi Z, Simchi A, Seyed Reihani SM (2006) Mater Sci Eng A, 428:159-168
14. Sivasankaran S, Sivaprasad K, Narayanasamy R, Vijay Kumar Iyer (2010) Powder Tech 201: 70–82
15. Adamiak M (2008) J Achiev Mater Manuf Eng 31(2): 191–196
16. Hashim J, Looney L, Hashmi MSJ (1999) J of Mater Process Tech 92:1
17. Fogognolo JB, Robert MH, Torralba JM (2006) Mater Sci Eng A 426: 85–94
18. Fogognolo JB, Ruiz-Navas Elisa M, Robert MH, Torralba JM (2003) Mater Sci Eng A 355: 50–55
19. L, Lu, M.O. Lai, C.W. Ng, Materials Science and Engineering A252 (1998) 203-211
20. I. Estrada-Guel, C. Carreno-Gallardo, D.C. Mendoza-Ruiz, M. Miki-Yoshida, E. Rocha-Rangel, R. Martinez-
Sanchez, Journal of Alloys and Compounds 483 (2009) 173-177,
21. H. Arik, Materials and Design 25 (2004) 31-40,
22. E.M. Ruis-Navas, J.B. Fogagnolo, F. Valesco, J. M. Ruiz-Prieto, L. Froyen, Composites: Part A 37 (2006) 2114-
2120,
23. Kok M (2005) J Mater Process Technol 161:381.
24. Purazrang K, Abachi P, Kainer KU (1994) Composites A 25(4):296.
25. A. Canakci, J Mater Sci (2011) 46:2805–2813.
240

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
producTIoN oF al-[al-al 3 Ti] NaNocompoSITe
BY MECHANICAL ALLOYING AND TWO-STEP HOT PRESSING
armin vahId mohammadI*, Hamid Reza MADAAH HOSSEINI**
* Department of Materials Science and Engineering, Sharif University of Technology, Tehran, Iran, arminvm@
gmail.com
** Department of Materials Science and Engineering, Sharif University of Technology, Tehran, Iran, madaah@
sharif.edu
ABSTRACT
Pure Al powder was mixed with 20 wt.% pure Ti powder to produce Al-Al 3 Ti composite powder by Mechanical Alloying
(MA) for 12 hours. The produced composite powder was mixed with pure Al powder in 10, 15 and 20 wt.%.
Two-Step hot pressing was performed to produce Al-[Al-Al 3 Ti] bulk nanocomposites. The results show that effective
temperature range for first and second step of hot pressing was between 620 - 625 °C and 570 - 585 °C, respectively.
Furthermore the highest density was achieved in the sample with 20 wt.% of pure Al.
keywords: Al-Al 3 Ti, Nanocomposite, Hot Pressing, Mechanical Alloying
1. INTRODUCTION
Recent advances in producing nanostructured materials with novel material properties have stimulated research
to create multi-functional macroscopic engineering materials by designing structures at the nanometer scale. Motivated
by the recent enthusiasm in nanotechnology, development of nanocomposites is one of the rapidly evolving
areas of composites research [1]. According to this, recently most researches have focused on production of
composites and nanocomposites by using different sintering processes such as Hot Pressing, hot extrusion, and
hot isostatic pressing (HIP) [2]. Hot pressing is widely used in the manufacturing process of high strength materials
such as Al and Ti alloy and stainless steel [2-3]. However, grain growth occurs readily during the high temperature
consolidation of nanocrystalline materials [4,5], because nanocrystalline materials are thermally unstable. Thus,
the full benefit of nanocrystalline materials may only be preserved if the consolidated specimen maintains its nanosized
grains. Two-Step Hot Pressing is a technique that in comparison to Single-Step hot pressing enables reaching
higher densities while controlling grain size [6,7].
Aluminum composites reinforced with trialuminide particles (Al 3 Ni, Al 3 Fe, Al 3 Ti, Al 3 Zr, etc.) possess high specific
strength, high specific modulus, and excellent properties both at ambient and elevated temperatures [7]. In comparison
to most other aluminum-rich intermetallics, Al 3 Ti with higher melting point (~1623 K), relatively low density
(3.4 g/cm 3 ) and high Young’s modulus (217 GPa; which are comparable with the properties of SiC) is the most considerable
tri-aluminide for Al matrix composites [2,7,8]. Therefore, the presence of Al 3 Ti intermetallic phase is very
effective in increasing the strength and stiffness of aluminum composite and nanocomposites. The major strengthening
mechanisms, which contribute to the high strength of Al–Al 3 Ti alloys, have been suggested to include Orowan
strengthening mechanism, grain size strengthening, and load-shearing effects of Al 3 Ti particles [7-13].
In this research Mechanical Alloying was used to mix the Al and Ti powders and form the Al-Al 3 Ti composite nanopowder.
Pure Al powder was added to the produced composite powder as a modification parameter to achieve a fully
dense structure. Furthermore, Two-Step hot pressing was performed to produce Al-[Al-Al 3 Ti] bulk nanocomposites
and effect of different parameters of hot pressing on the density of produced samples was investigated
241

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
Aluminum fine powder Merck (average particle size of 45-150 µm) with 99.9% purity were mixed with 20 wt.% Titanium
Powder Merck (average particle size of 10 µm) with 99.9% purity by using mechanical alloying (High-energy
vibrating mill) for 12 hours. The produced Al-Al 3 Ti composite powder with average particle size of 100 nm was
degassed using a tunnel furnace in a vacuum atmosphere and again mixed with Pure Al powder in 10, 15 and 20
wt.%. Sample 1 consisted of 10% pure Al powder (9 g Al-Al 3 Ti + 1 g Al), Sample 2 had 15% pure Al powder (8.5 g
Al-Al 3 Ti + 1.5 g Al) and sample 3 had 20% pure Al (4 g Al-Al 3 Ti + 1 g Al).
Two-step hot pressing was performed for manufacturing the bulk nanocomposite by in situ reaction. In table 1 hot
pressing conditions for test samples have been shown. Hot press temperatures were chosen according to Al–Ti
binary phase diagrams, which would cause the formation of intermetallic phase Al 3 Ti [2]. Three different pressures
(110, 130, and 150 KN) at three different durations for first and second steps (10-30, 5-45, and 10-45 min) were
applied at the mentioned temperature. The pressing was performed by Gotech Testing Machines Inc. U60 with pressure
rate of 3 mm.min -1 . Apparent density measurement was performed according to ISO 3923-1:2008 standard
using Archimede’s method and Theoretical density measerments was performed according to ASTM D854-92e1
standard using pycnometery method. SEM and EDS analysis were done by TESCAN VEGA scanning electron
microscopy and image analyzing was performed on SEM images.
Sample 1
Sample 2
Sample 3
3. RESULTS AND DISCUSSION
Table 1. Two-Step Hot Pressing Conditions for samples.
Temperature (°C) Time (min) Pressure (MPa)/(KN)
First Step 625 10
Second Step 585 30
First Step 620 5
Second Step 570 45
First Step 620 10
Second Step 570 45
242
339.5/110
462.9/150
401.2/130
Morphology changes of Al-Al 3 Ti composite powder is shown in fig. 1. SEM images taken in 1.5 and 12 hrs of
mechanical alloying showed that by increasing MA’s time the morphology of composite powder changed from a
palette shape to a homogenous structure, while its size decreased. EDS data which are shown in fig. 2 proved the
formation of Al 3 Ti inter-metallic phase after 12 hrs of MA. Furthermore, Image analyzing on SEM images showed an
increase in volume fraction of this inter-metallic phase by increasing MA time.
Fig. 1. Morphological
changes of composite
powder. (a) after 1.5 hr
of MA (b) after 12 hr of MA.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 2. EDS data of composite powder after 12 hrs of MA which proves the formation of Al-Al3Ti intermetallic
phase.
In the following, effect of different parameters of Two-Step hot pressing on the density of the produced nanacomposites
has been discussed.
3.1 Time and Temperature of First and Second Step of hot pressing
Table 2 shows the theoretical density and real density of produced samples. In the first step of two-step hot pressing
due to higher temperature and more grain growth, decreasing time to a limit helps to produce a more dense
structure while keeping grain size in nano scale. Indeed in the first step the temperature range is near the melting
point of Al, so the growth rate of particles due to increasing of diffusion is very fast and decreasing time is a key
parameter to control the grain size of produced naonocomposite. In this research in the first step of hot pressing,
temperature (T1) range between 620 and 625 °C in time period between 5 and 10 min was effective for achieving
higher densities while maintaining grain size in nano scale.
Table 2. Theoretical density and real density of produced samples.
Theoretical Density (g/cm 3 ) Real Density (g/cm 3 ) Density Percentage
Sample 1 3.0230 2.9287 96.68 %
Sample 2 3.0050 2.8452 94.68 %
Sample 3 2.9870 2.9006 97.1 %
In the second step of hot pressing, due to lower temperatures and slower grain growth, hot pressing duration
should be longer. In fact, according to Wang et al [6], second step temperature should be restricted within a range,
called the ‘‘kinetic window’’, here the grain boundary or the volume diffusion operates while the grain boundary
motion is frozen. It is worthy to remark that the choice of temperature T2 is very important because the grain
growth may be generated when the setting T2 is too high; in contrary the densification is exhausted due to the
suppression of atomic diffusion and results in an incomplete densification. Therefore in this study effective temperature
(T2) range for the second step was obtained between 570 and 585 °C in duration of 30 to 45 min.
3.3 hot pressing pressure
Both steps of hot pressing were performed at a constant pressure to minimize the probable sudden changes in
samples. In fig. 3 density percentage changes of samples vs. hot Pressing pressure is shown. As given in table 2
we see a few increase in the density of sample 3 which was hot pressed at 130 MPa compared to sample 1 that hot
pressed at 110 MPa. Meanwhile by increasing the pressure to 150 MPa in sample 2, we see a noticeable decrease
in the density. Although this decrease could be due to the other different factors, such as wt.% of secondary added
pure Al powder or sample weight (because of single-action hot pressing performed in this research) which are discussed
in the following sections, it was concluded that the pressure had a effective range between 110 - 130 MPa
and increasing it more than an upper limit which was obtained 150 MPa would cause a less densification.
243

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 3. Density percentage changes of samples to Hot Pressing pressure.
3.4 Secondary added pure al powder Wt.%
As indicated secondary added pure Al powder was used as a modification factor for reaching higher densities and
producing fully-dense Al-[Al-Al 3 Ti] bulk nanocomposite. The results given in table 2. with regard to samples’ hot
pressing conditions given in table 1. indicated that by increasing the amount of pure Al powder from 10 wt.% in sample
1 to 15 wt.% in sample 2 the density decreased. However, by increasing it from 15 wt.% to 20 wt.% in sample 3,
we see a increase in density which could be because of lower sample weight and also lower pressure.
3.5 Sample Weight
Due to single-action pressing used in this research, sample weight had very critical effect on the density of the produced
samples. As given in table 2 we see an increase in the density of sample 3 while decreasing sample weight
from 10 g for sample 1 and 2 to 5 g for sample 3. This increase has happened in spite of decreasing the pressure
and increasing pure Al powder wt%, which means because of using single-action pressing, the decrease in the total
sample weight has caused this increase in the density despite of increased negative factors on the density. This also
proves the mentioned behaviors in the section 3.3 and 3.4.
3.5 Scanning electron microscopy (Sem) analysis
Fig 4. shows the SEM images of sample 1. White phases in this SEM images represents Ti and dark gray phase
is Al. Also light gray phase which is mostly formed around Ti phase represents Al-Al 3 Ti intermetallic phase. In fig.
5. and 6. SEM images of sample 2 and 3 are shown. Also EDS analyses were performed to prove the formation of
Al-Al 3 Ti intermetallic phase in light gray regions. Fig. 7 shows the EDS dates of sample 3, analyzed point is marked
on the SEM image of sample 3 in fig. 6.
Fig 4. SEM images of sample 1. (a) Scale of 100 µm (b) Scale of 20 µm.
244

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig 5. SEM images of sample 2. (a) Scale of 100 µm (b) Scale of 20 µm.
Fig 6. SEM images of sample 3. (a) Scale of 100 µm (b) Scale of 20 µm.
Fig. 7. EDS data of Sample 3 which proves the formation of Al-Al3Ti intermetallic phase in light gray regions.
4. coNcluSIoN
The influence of time, temperature and pressure of tow-step hot pressing on density of Al-[Al-Al 3 Ti] nanocomposite
was investigated. SEM was utilized to study the morphology and structure of the different phases and EDS analysis
was performed to prove the formation of Al 3 Ti intermetallic phase. The conclusions derived from the results are as
follows.
Density measurements for samples revealed that for the first step of hot pressing, duration of 5 - 10 min at a temperature
range between 620 - 625 °C was effective for production of the bulk nanocomposite with a high density.
Also for the second step, duration of 30 - 45 min at a temperature range between 570 - 585 °C proved to be a ideal
condition for maintaining the grain size at nano scale while reaching higher densities.
245

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Furthermore, by increasing the hot pressing pressure from 110 to 130 MPa at different durations, the density gently
increased. Also for sample at 150 MPa, a considerable reduction was seen. The highest density achieved in sample
with 20 wt.% of secondary added pure Al. Moreover due to single action pressing, by decreasing sample weight
despite of an increase in the other negative factors, the density increased.
SEM images and EDS analysis proved the formation of Al 3 Ti intermetallic phase mostly around the Ti phase in the
bulk nanocomposites.
5. ackNoledGemeNTS
The authors gratefully acknowledge Miss Sogol Palaseyed, RAZI research center and Ceramic laboratory of Sharif
University of Technology for their help and support of this research.
6. REFRENCES
1. Erik T. Thostenson, Chunyu Li, Tsu-Wei Chou, Nanocomposites in context, composites Science and Technology,
65 (2005) 491–516.
2. M. Nofar, H.R. Madaah Hosseini, N. Kolagar-Daroonkolaie, Fabrication of high wear resistant Al/Al3Ti metal
matrix composite by in situ hot press method, materials and design, 30 (2009) 280–286.
3. K.T. Kim, H.C. Yang, Densification behavior of titanium alloy powder during hot pressing, materials Science
and engineering, A313 (2001) 46–52.
4. H. Hahn, J. Logas, R.S. Averback, J. Mater. Res. 5 (1990) 609.
5. Kyoung Il Moon, Hee Sub Park, Kyung Sub Lee, Study of the microstructure of nanocrystalline Al–5 at.% Ti
compacts prepared by reactive ball milling and ultra-high-pressure hot pressing, journal of alloys and compounds,
325 (2001) 236–244.
6. Chih-Jen Wang, Chi-Yuen Huang, Yu-Chun Wu, Two-step sintering of fine alumina–zirconia ceramics, ceramics
International, 35 (2009) 1467–1472.
7. Karel Maca, Vaclav Pouchly, Pavel Zalud, Two-Step Sintering of oxide ceramics with various crystal structures,
journal of the european ceramic Society, 30 (2010) 583–589.
8. S.S. Nayaka, S.K. Pabi, B.S. Murty, Al–(L12)Al3Ti nanocomposites prepared by mechanical alloying: Synthesis
and mechanical properties, journal of alloys and compounds, 492 (2010) 128–133.
9. Nikitin VI, Wanqi JIE, Kandalova EG, Makarenko AG, Yong L., Preparation of Al–Ti–B grain refiner by SHS
technology. Scripta mater, 2000;42:561–6.
10. C.J. Hsu, C.Y. Chang, P.W. Kao, N.J. Ho, C.P. Chang, Al–Al3Ti nanocomposites produced in situ by friction stir
processing, acta materialia, 54 (2006) 5241–5249.
11. Feng CF, Froyen L. Acta Mater 1999;47:4571.
12. Wu JM, Zheng SL, Li ZZ. Mater Sci Eng A 2000;289:246.
13. Kwang-Min L, In-Hyung M. High temperature performance of dispersion-strengthened Al-Ti alloys prepared by
mechanical alloying. materials Science and engineering a, 1994, 185:165–171.
246

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
THE EFFECT OF RARE-EARTH CATIONS ON THE STRUCTURAL
properTIeS oF BaFe 12 O 19 HARD MAGNETS
Gülten SadullahoĞlu * , Burcu ERTUĞ * , Hasan GÖKÇE * , Baki ALTUNCEVAHİR ** , A. M. Lütfi ÖVEÇOĞLU *
and Okan ADDEMİR *
* Istanbul Technical University, Metallugical and Materials Engineering,, 34469 Maslak,
Istanbul, Turkey, sadullahoglu@itu.edu.tr
* Istanbul Technical University, Metallugical and Materials Engineering,, 34469 Maslak,
Istanbul, Turkey, ertug@gmail.com
* Istanbul Technical University, Metallugical and Materials Engineering,, 34469 Maslak,
Istanbul, Turkey, gokceh@itu.edu.tr
** Istanbul Technical University, Physics Engineering, 34469 Maslak, Istanbul, Turkey, altuncevahir@itu.edu.tr
* Istanbul Technical University, Metallugical and Materials Engineering,, 34469 Maslak,
Istanbul, Turkey, ovecoglu@itu.edu.tr
* Istanbul Technical University, Metallugical and Materials Engineering,, 34469 Maslak,
Istanbul, Turkey, addemir@itu.edu.tr
ABSTRACT
The samples of Ba 0.85 R 0.15 Fe 12 O 19 (where R= Nd 3+ , Sm 3+ and La 3+ ions) were prepared by the solid state sintering
using stoichiometric proportions of pure BaCO 3 , Fe 2 O 3 and of R 2 O 3 added compositions. The mixed powders
were milled for 10 h in toluen medium by using SPEX8000D with 1200 rpm. The pressed samples were sintered
at 1000 o C for 1h and 5h and at 1250 o C for 1 h under air. In the DTA analysis the onset temperature to form the
BaFe 12 O 19 phase increased by inducing rare earths in barium hexaferrite composition. For the undoped sample reaction
peak temperature is 985°C and onset temperature is 800°C corresponding to the formation of the BaFe 12 O 19
phase. For the Sm, Nd and La substituted samples the onset temperatures are 880°C, 850°C and 900°C respectively
which are above that of the undoped composition.
keywords: Barium hexaferrite, rare earth substitutions, mechanical alloying.
1. INTRODUCTION
Barium ferrite has a hexagonal crystal structure and fairly large uniaxial crystal anisotropy. There are five iron sublatices
which are three octahedral (2a, 12k and 2b) and two tetrahedral (4f 1 and 4f 2 ) are coupled by superexchange
interactions through oxygen to form ferromagnetic structure [1,2]. The hexagonal c axis is the easy axis and the
crystal anisotropy constant K is 3.3x10 6 erg/cm 3 or 330kJ/m 3 . The M s is low, 380 emu/cm 3 or or 72 emu/gr at room
temperature. The Curie point is 450 o C. The hexagonal unit cell of barium ferrite contains 64 atoms, the Ba 2+ and
O 2- ions both are nonmagnetic, the only magnetic Fe 3+ ions, each will a moment of 5 µ B . Of the 24 Fe 3+ ions, 16 are
in one direction, 8 are arranged in the opposite direction, therefore, (16-8)(5)=40 µ B per cell or 20 µ B per formula.
This quantity corresponds to 100 emu/g and agrees axactly with the measured value of the saturation magnetization
at 0 Kelvin [3,4].
Many researches have been performed to improve magnetic properties of MFe 12 O 19 (M=Sr, Ba) ferrites by introducing
di-tri- and tetravalent metal ions (Al, Mn, Co, Ti, Sn, e.c.) substituting to Fe 3+ ions. Furthermore, in the early
investigations the occupation of the sublattice in the structure by trivelent RE ions (Nd 3+ , Sm 3+ , La 3 or Pr 3+ ) in stead
of Ba 2+ or Sr 2+ ions causes the valans change of Fe 3+ to Fe 2 on the 2a crystallografic sites where the strong Fe 2
anisotropy leads to an increase in magnetocrystalline anisotropy or coercivity depending on the molar ratio of the
substitutional rare earth ion [5-13].
247

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
In order to extend these investigations the effects of RE cations (Nd 3+ , Sm 3+ and La 3+ ) were studied on the formation
temperature of BaFe 12 O 19 phase associated with the solubility properties of the substitutional additions in the
structure.
2. EXPERIMENTAL
A series of Ba 0.85 RE 0.15 Fe 12 O 19 (RE=Nd,La and Sm) samples was prepared by mechanically alloying of the BaCO 3 ,
RE 2 O 3 , and Fe 2 O 3 powders followed by heat treatment. The amounts of the prepared powder batches weighed in
a XB320M (PrecisaTM, Dietikon, Switzerland) sensitive balance were 5–6 g. MA experiments were carried out in
a vibrating ball mill Spex TM 8000 D Mixer/Mill,NewJersey,USA) with a speed of 1200 rpm in a hardened steel vial
(50 ml capacity) and hardened stainles steel balls with a diameter of 6.35mm (1/4 in.) with a ball-to-powder weight
ratio (BPR) of 10:1. Mechanical alloying duration was chosen 10 h. Toluene was used as the milling media to inhibit
agglomeration. At the end of the milling process, the wet powders were unloaded and toluene was vapourized
in the furnace at 200 o C for 12 h under air. The dry powders were cold pressed into pellets with a diameter of 12
mm. Cold pressed samples were annealed for 1 h and 5 h at 1000 o C, and for 1 h at 1250 o C under air. Exothermic
and endothermic reactions were determined by DTA analysis by heating the as-blended and milled powders up
to 1200°C with the heating rate of 10°/min in air. The phase compositions of the milled powders and the sintered
samples were performed by X-ray diffraction (XRD) technique using a D8 Advanced Series Powder Diffractometer
(Bruker TM , Karlsruhe, Germany) with Cu-K α (1.54060 °A) radiation in the 2θ range of 20–80• with 0.02 o steps at a
rate of 2•/min. International Centre for Diffraction Data ® (ICDD) powder diffraction files were utilized for the identification
of crystalline phases.
3. RESULTS AND DICSUSSION
Thermal Differential Analyses (DTA) of the stociometric MA’d powders for 10 h are presented in Fig.1 The initial
exothermic peak was observed for the milled powders at about 250 o C. This can be attributed the release of the cold
work energy in the system stored during the mechanical alloying process at low temperatures.
In the DTA thermograph of Fig.1, the curve belonging to the as-milled samples show an endothermic peak at
pertaining to the decomposition temperature of the precursors into the hexaferrite phase. For the undoped sample
endothermic peak temperature is 985°C and onset temperature is 800°C corresponding to the formation of the
BaFe 12 O 19 phase. However, the other samples substituted with Sm, Nd and La the onset temperatures are 880°C,
850°C and 900°C respectively which are above that of the undoped composition.
Table 1. Reaction onset temperature of the Fe 2 O 3 and BaCO 3 powders for 10 h with and without La, Sm or Nd substitutions.
Composition
BaFe 12 O 19
Ba 0.85 La 0.15 Fe 12 O 19
Ba 0.85 Nd 0.15 Fe 12 O 19
Ba 0.85 Sm 0.15 Fe 12 O 19
Reaction onset temperature
(°C)
248
800
900
850
880
Figure 1. DTA patterns
of the MA’d Fe 2 O 3 and
BaCO 3 powders for 10 h
with and without La, Sm
or Nd substitutions.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.1. effects of the substitutions on the structure
Figure 2 shows the XRD patterns of a series of Ba 0.85 RE 0.15 Fe 12 O 19 (RE=Nd, La and Sm) samples and pure barium
hexaferrite revealing the peaks belonging to the Fe 2 O 3 phase (Bravais lattice : Rhombohedral, space group : Rc; a
= b = 0.542 nm, c = 1.371 nm) and BaFe 12 O 19 phase (Bravais lattice: simple hexagonal; space group: P63/mmc;
a = b = 0.586 nm, c = 2.309 nm). For all samples, the formation of the magnetic BaFe 12 O 19 hard ferrite phase was
not completed after the heat treatment at 1000°C for 1h. In the rare earth doped samples diffraction patterns show
lower intensities of peaks reflected from the BaFe 12 O 19 phase. This can be attributed to the increase in the reaction
onset temperature of the rare earth added powders to form hexaferrite phase.
Figure 2. XRD patterns for the samples with Sm (a), Nd (b), La (c) substitutions and undoped Ba-hexaferrite
(d) sintered at 1000°C for 1 h.
In Figure 3, diffraction peaks of the patterns reflected from BaFe 12 O 19 hard ferrite and hematite (Fe 2 O 3 ) phases
are more intense than those of the powders sintered at the same temperature for 1 h because of the grain growth.
But the hematite phase still exists in the structure of all the substances. Figure 3 shows the XRD patterns of these
samples substituted with Nd, Sm, La and pure Ba hexaferrite.
Figure 3. XRD patterns for the samples with Sm (a), Nd (b), La (c) substitutions and pure Ba-hexaferrite (d)
sintered at 1000°C for 5 h.
249

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 4. XRD patterns for the samples with Sm (a), Nd (b), La (c) substitutions and pure Ba-hexaferrite (d)
sintered at 1250°C for 1 h.
Figure 4 shows that after sintering at 1250°C, a single BaM-type phase was obtained for all compositions. For the
pure barium hexaferrite, the diffraction peaks are more intense than those of the rare earth substituted samples.
The XRD patterns of the samples are in accordance with the DTA analysis, since the crystallization of the barium
hexaferrite phase starts at the lowest temperature of 800°C and grain growth occurs for the undoped samples.
Therefore, the peak intensities are stronger than those of the rare earth added powders barium hexaferrite phase
which forms at the higher temperatures.
4. coNcluSIoNS
The effects of RE cations (Nd 3+ , Sm 3+ and La 3+ ) were studied on the formation temperature of BaFe 12 O 19 phase by
using mechanical alloying method.
The onset temperature to start the formation of the BaFe 12 O 19 phase increases by inducing rare earth additions in
barium hexaferrite composition. For the undoped sample endothermic peak temperature is 985°C and onset temperature
is 800°C corresponding to the formation of the BaFe 12 O 19 phase. However, the other samples substituted
with Sm, Nd and La the onset temperatures are 880°C, 850°C and 900°C respectively which are above that of the
undoped composition.
The heat treatment of 1000°C is not sufficient to form pure BaFe 12 O 19 hard ferrite phase for all the samples. In the
XRD analysis, it was observed that for the rare earth doped samples diffraction patterns show lower intensities of
peaks reflected from the BaFe 12 O 19 phase. This can be attributed to the increase in the reaction onset temperature
of the rare earth added powders to form hexaferrite phase. After sintering at 1250°C, a single BaM-type phase was
obtained for all the compositions and it was observed that the XRD patterns of the samples are in accordance with
the DTA analysis. Since the crystallization of the barium hexaferrite phase starts at the lowest onset temperature
800°C and grain growth is expected in the undoped samples while for the rare earth added powders barium hexaferrite
phase forms at the higher temperatures.
REFERENCES
1. Z.F. Zi , Y.P.Sun, X.B.Zhu, Z.R.Yang, J.M.dai, W.H.Song, “Structural and magnetic properties of SrFe12O19
hexaferrite synthesized by a modified chemical co-precipitation method”, journal of magnetism and magneric
materials, Vol. 320, pp. 2746-2751, 2008
2. R. Smomski and J.M.D. Coey, permanent magnetism, p.261, Bookcraft, UK, 1999
3. A. Goldman, modern Ferrite Technology, p.104, 2nd edition, New York, USA, 2006
250

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
4. B. D. Cullity, C. D. Graham, Introduction to magnetic matreials, p.190,191,487 , John Wiley&Sons, New
Jersey, USA, 2009
5. h. yamamoto, m. Nagakura, h. Terada, “magnetic properties of anisotropid Sr-la system ferrite magnets”,
Ieee Transactions on magnetics, vol. 26 (3), pp.1144-1148, 1990
6. A. Gonzales-Angeles, G. Mendoza-Suarez, A.Gruskova, R. Dosoudil, R. Ortega-Zempoalteca, “Magnetic
Studies of Sn2+ - Sn4+ substituted barium hexaferrites synthesized by mechanical alloying”, materials letters,
Vol. 58, pp.2906-2910, 2004
7. G.K. Thompson, B.J. Evans,
“Order-Disorder and Magnetic Exchange Interactions in Subsitututed Strontium
Hexaferrites SrAxFe12-xO10 (A=Ga, In)”, journal of applied pyhsics, Vol.75, pp. 6643, 1994
8. G.Turilii, F.Licci, A.Paoluzi,” NiTi substituted hexaferrites for magnetic recording”, Ieee Transactions on
magnetics, Vol.24 (4), pp. 2146-2149, 1988
9. G.Turilii, F.Licci, “ Anisotropy field measurement and magnetization reversal in (Co-Ti) substituted hexaferrites”,
Ieee Transactions on magnetics, Vol.24 (6), pp. 2865-2867, 1988
10. H.Yamamoto, M.Isono and T. Kobayashi, “Magnetic properties of Ba–Nd–Co system M-type ferrite fine particles
prepared by controlling the chemical coprecipitation method”, journal of magnetism and magneric
materials, Vol.295, pp.51, 2005
11. P. Sharma, R.A.Rocha, S.N.medeiros, B.Hallouche, A.Paesano Jr., “Structural and magnetic studies on
barium hexaferrites prepared by mechanical alloying and conventional route”, journal of magnetism and
magnetic materials, Vol.316 (2007) 29-33
12. S. Ounnunkad, “Improving magnetic properties of barium hexaferrites by La or Pr substitution”, Solid State
communications, Vol.138, pp. 472-475, 2006
13. L. Lechevallier, J.M.Le Breton, A.Morel and P.Tenaud, “On the solubility of rare earths in M-type SrFe12O19
hexaferrite compounds”, journal of physics; condensed matterials, Vol.20, pp.175203, 2008
251

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
METALLIC
FOAM
www.turkishpm.org
252

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Tm yöNTemiyle Büyük yüzey alaNlI meTalik köpük
üreTimiNde köpüreBilirlik proBlemleri
ersin BahÇeci*, Yusuf ÖZÇATALBAŞ** ve Mehmet TÜRKER**
* Kastamonu Üniversitesi, Cide Rıfat Ilgaz M.Y.O. Kaynak Teknolojisi Bölümü, 37600, Kastamonu,
ebahceci@kastamonu.edu.tr
** Gazi Üniversitesi, Teknoloji Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği, 06500, Ankara, yusufoz@gazi.edu.tr,
mturker@gazi.edu.tr
özeT
Bu çalışmada, büyük kesit alanlı (7500 mm 2 ) kapalı hücreli metalik köpük levhaların toz metalurjisi yöntemiyle üretimi
gerçekleştirilmiştir. Üretim sürecinde oluşan problemler gözlenmiş ve giderme çareleri araştırılmıştır. Al, %4 Si
ve % 1,2 TiH 2 tozlar karıştırılarak soğuk presleme, sinterleme, sıcak ekstrüzyon ve sıcak/ılık haddeleme işlemleri
uygulanarak köpürtmeye hazır preform malzemeler üretilmiştir. Metalik köpük üretiminde kullanılan büyük boyutlu
preform levhaların, fırında köpürtme işlemi sürecindeki etkileri incelenmiş ve köpürtme hataları kategorize edilerek
sebepleri tartışılmıştır. Levha şeklinde (250x250x30mm 3 ) üretilen metalik köpülerin gözenek yapısı ve gözenek oluşumları
belirlenerek köpürebilirlikleri kıyaslanmıştır. Köpürtme sürecindeki olumsuzlukları mimize etmek için geliştirilen
Yüksek Enerji Metodu-X (YEM-X) ile endüstriyel boyutlarda levha metalik köpük üretimi gerçekleştirilmiştir.
anahtar kelimeler: Metalik köpük, Al köpük, Kapalı hücreli, Köpürebilirlik, Isıl etki
FOAMABLITY PROBLEMS ENCOUNTERED DURING THE PRODUCTION
OF LARGE SURFACED METALLIC FOAM BY PM ROUTE
ABSTRACT
In this study large surfaced (7500 mm 2 ) close cell metallic foams were produced by using PM route. The problems
encountered during production of such surfaced metallic foam were specified and tried to be solved. Al 4% Si,
1.2% TiH 2 powders were mixed, cold pressed, sintered, extruded and then hot/warm rolled to produce foamable
precursor. During the foaming process, effect of large surfaced foams on the foamability behavior was instigated
and foaming problems were categorized and the reasons of problems were discussed. Pore formation and pore
structure of plate like foams (250x250x30 mm3) were determined and foamability behaviors were compared. In
order to minimize the problem encountered during the production of large surfaced industrial sized metallic foam
High Energy Method-X (HEM-X) was used and foams was produced successfully.
keywords: Metalic Foam, Al Foam, Closed Cell, Foamability, Thermal Effect
1. Giriş
Metalik köpükler, iyi enerji absorbe özelliği, yüksek basma dayanımı, düşük özgül ağırlık ve yüksek rijitlik gibi mekanik
ve fiziksel özellikleri ile bilinir [1]. Çeşitli mühendislik uygulamalarında kullanım alanı bulabilen malzemeler
olarak son yıllarda oldukça ilgi çekmektedir. Özellikle Al esaslı metalik köpükler, kapalı hücre yapısı ve çok hafif
olması ile göze çarpmaktadır. Al köpükler, darbe enerjisini plastik enerjiye dönüştürebilir ve birçok metalden daha
fazla enerji absorbe edebilir [2, 3]. Bundan dolayı ses ve enerjinin sönümlenmesin de alüminyum köpükleri fonksi-
253

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
yonel olarak kullanılmaktadır. Kullanım alanları arasında, hafifliğin ve mukavemetin bir arada bulunması gereken
otomotiv, uzay sanayi, demiryolu taşımacılığı ve asansör gibi alanlar bulunmaktadır [4, 5]. Metalik levha köpükler
aynı zamanda ateşe dayanıklı yapılar olarak da üretilebilmektedir. Plaka türü köpük sınıfında olan metalik köpükler
yüksek sıcaklıklara karşı yalıtım malzemesi olarak kullanılmaktadır [6]. Bu özelliklerinden dolayı savunma sanayisinde
balistik ve/veya integral koruyucu zırh malzemeleri olarak kullanılmaktadır.
Toz Metalurjisi (TM) yöntemi metalik köpüklerin üretimi için en yaygın kullanılan yöntemlerden biridir. Homojen bir
yapı elde etmek için geliştirilen bir yöntemdir [7-9]. Bu yöntem metal tozlarının ve köpürtücü malzeme tozlarının
karıştırılması ve preslenmesi ile köpürebilir yarı mamül (preform) malzeme haline getirme işlemine dayanır. Bu
işlemlerle birlikte sıcak presleme, ekstrüzyon, toz haddeleme, vb. metodlar ile preform haline getirilebilir. Preform
ergitme sıcaklığının üzerinde bir sıcaklığa getirilerek köpürtme işlemi gerçekleştirilir [10, 11]. Sıvı yönteme göre
homojen gözenekli köpük üretebilme avantajının yanında, büyük kesitli preform malzemeden köpürme işlemleri
sırasında karşılaşılan zorluklarda mevcuttur. Özellikle köpürtme sürecinde preformun dış yüzeylerinde ve kalıpla
temas yüzeylerinde başlayan ve köpürme reaksiyonu ile oluşan gaz dolu hücrelerin, ısı iletiminde homojensizliğe
sebep olması büyük kesitli metalik köpüklerin üretimini güçleştirmektedir.
Bu durumda köpürtme sürecinin kontrolü önemlidir ve köpürtme işlemi sırasında kontrol edilmesi zor değişkenler
devreye girmektedir. Bunlardan iki tanesi değişen gözenek boyutları ve ona bağlı değişen ısıl iletkenliktir. Oluşan
malzemenin yoğunluğu ve gözenekliliği arasında aşağıdaki gibi bir eşitlik bulunmaktadır [12].
Burada p gözeneklilik, V köpük hacmini, ρ ve ρ * preform malzeme ve köpük malzeme yoğunluğunu temsil etmektedir.
Preform (katı) yoğunluğu ve gaz faz yoğunluğu köpürme esnasında köpüğün yoğunluğunu değiştirmektedir. Bu
değişim ısıl iletimi değiştirerek köpürme karakteristiğini belirlemektedir. Büyük kesitli metalik köpük üretimlerinde
bunun daha önemli bir parametre olduğu tespit edilmiştir.
Termal iletkenlik ve gözenek boyutu arasında birkaç yaklaşım bulunmaktadır. Bu yaklaşımlardan bir tanesi Eşitlik 2,
3 ve 4’te gösterilmektedir. Yaklaşıma göre gaz-katı, katı - sıvı veya sıvı-gaz gibi iki fazlı sistemlerde ısı transferinin
gerçekleşme durumları gösterilerek formülize edilmiştir (Şekil 1.1) [13].
şekil 1.1. İki fazlı sistemlerde akı ve ısı iletiminin paralel ve seri yapılandırma yaklaşımı [13].
Burada λ gaz , λ katı gaz ve katı termal iletkenliği sembolize etmektedir [12-14]. 1. ve 2. Eşitliklerdeki hem seri hemde
paralel durum iki fazlı yapılarda düşünüldüğünde 3 nolu bağıntı oluşturulmuştur.
λ= p λ gaz + (1-p) λ katı (4)
Her iki eşitlik (1. ve 4.) birbiri ile düşünüldüğünde köpürme esnasında içerde oluşan hücre boyutları değiştikçe hücre
duvarlarındaki ısıl iletkenliğin de değiştiği düşünülebilir [12-14]. Eşitlik 2’ye göre düşünülecek olursa gözeneklilik (p)
arttıkça gazın termal iletkenliği katı ve/veya sıvı hücre duvarların iletkenliğine göre daha belirgin rol oynamaktadır.
Özellikle büyük kesitlere sahip preformlardaki bütün kesit ya da hacim boyunca ısı iletim farkı ve homojensizlik
köpürme sürecinin de heterojenliğine sebep olmaktadır. İlk ısı girdisinin olduğu preformun kenar, alt ve üst yüzey
bölgeleri ile orta bölgelerinin köpürme süreleri değişir. İlk ısıl girdinin preformun kenar ve yüzeylerinde başlattığı
köpürme reaksiyonu ile oluşan içi hidrojen gazı dolu gözeneklerin ve hücre duvarlarının Eşitlik 4’te belirtilen ısıl ilet-
254
(1)
(2)
(3)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
kenliğine bağlı olarak köpürme reaksiyonu iç bölgelere yayılır. Isı iletiminde yukarıda belirtilen etkenlerin meydana
getirdiği homojensizlik, homojen köpürtme ve köpük üretme işlemine engel olur. Bu nedenle kalın kesitlerde üretilen
köpük malzemelerde, kalınlık arttıkça homojen köpürme problemleri ortaya çıkar. Köpürme sürecindeki ısı iletimini
kalıbın şekli, boyutu, ısıl iletkenliği ve preformun iletkenliğinin belirlediği tespit edilmiştir [15]. Bu parametreler
ve fırın içi sıcaklık dağılımı dikkate alındığında büyük kesitlerde homojen köpük oluşumu için mümkün olduğunca
eş zamanlı reaksiyon sağlanabilmelidir. Bu amaçla, Yüksek Enerji Metodu-X (YEM-X) ile köpürtme tekniği geliştirilmiştir.
Bu metot ile preformun tüm kesitinde köpürmenin yaklaşık eşzamanlı başlaması sağlanmıştır. ısı iletimini
Bu çalışmada toz metalurjisi yöntemiyle büyük kesit alanlı, AlSi alaşımı kapalı hücreli levha köpüklerin köpürme
sürecinde meydana gelen problemler ve giderme yöntemleri araştırılmış ve tartışılmıştır.
2. deNeySel ÇalIşmalar
2.1. malzeme ve metot 1
% 99,9 saflıkta ve 160 µm altı tane boyutundaki Al tozu, % 4 Si ve köpürtücü madde % 1,2 TiH 2 tozu 3 eksenli
karıştırma cihazında (Turbola) karıştırılıp karışım tozlar hazırlanmıştır. Karışım tozları oda sıcaklığında preslenerek
80 mm çapında silindirik blok numuneler üretilmiştir. Blok numunelerin 1 saat süre ile sinterlenmesi ardından 4:1
oranında sıcak ekstrüzyon işlemi uygulanmıştır (Şekil 2.1-a). Ekstrüze malzeme kademeli olarak sıcak/ılık haddelenerek
şekillendirilmiş ve levha biçimli 250x250x10 mm boyutlarında preform levhalar üretilmiştir (Şekil 2.1-b).
2.2. köpürtme işlemi
şekil 2.1. a) Ekstrüzyon ürünü preform b) Haddelenmiş preform levha
Şekil 2.2’de imal edilen köpük üretme ve şekillendirme kalıbının resmi verilmektedir. Köpürtme işlemleri, özel tasarlanan
ve imal edilen mufel tipi 600x600x300mm 3 kamara hacminde, alt tablası sürgülü hareket edebilen 13 kW
gücündeki fırında yapılmıştır.
şekil 2.2. Köpürtme kalıbı
1 Bu çalışma konusunun ticari değeri sebebiyle süre, sıcaklık, basınç vb. bazı parametrelerin değerleri belirtilmemiştir.
255

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Preform levha malzemeler kalıp içerisine yerleştirildikten sonra köpürtme sıcaklığındaki (680-780°C) fırına yerleştirilmiştir.
Köpürtme sıcaklığında belirli süre bekletildikten sonra kalıp boşluğunu dolduran metalik köpük, kalıpla
birlikte fırından çıkartılarak sirkülâsyonlu havada soğumaya bırakılmıştır. Katılaşma tamamlandıktan sonra metalik
köpük malzeme kalıptan çıkartılmıştır.
3. SoNuÇlar ve TarTIşma
3.1. köpürtme kusurları
3.1.1. Tüm kesitte köpürme Tamamlanmadan Çökme
Kalıp içerisinde ilk ısı iletimi sağlayan bölgeler yüzey alanlarının küçük olmasından dolayı kalıp kenarlarıdır. Şekil
3.1’de köpürtme işlemine tabi tutulmuş olan levha şeklindeki köpük malzeme gösterilmiştir. Köpürme sürecinde
ilk köpüren bölgelerin kalıp kenarlarına yakın olan bölgeler olduğu kenar taşırma deliklerinden gözlenmiştir. Isı
iletiminin zamana bağlı ilerlemesi (Şekil 3.1’de A oklarının yönü) ile köpürme, orta bölgelerde de başlamıştır. Fakat
orta bölgeler köpürme sürecine girene kadar A okları ile gösterilen bölgeler aşırı köpürme sürecine girmiştir. En son
köpürme bölgesinin orta kısım olduğu gözlenmiştir. Bu süreç tamamlanana kadar B okları ile gösterilen bölgelerde
çökme gözlenmiştir. Isı iletiminin preform üzerinden sağlanması, kenar bölgelerde hücre oluşumu ile azalmıştır
(Eşitlik 4). Fakat kalıp alt yüzeyinden orta kısımdaki prefom malzemeye ısı transferi sağlandığında orta kısımda da
köpürme gerçekleşmiştir.
3.1.2. yayınım ve yığılma ile katmanlaşma
şekil 3.1. Homojen olmayan köpürme ile oluşan levha köpük
Şekil 3.2-I’de gösterilen levhada tam köpürmeme ve yığılma problemleri belirlenmiştir. Kalıp içerisinde köpürtme
sürecinde kalıbı dolduran köpük malzemenin kenarlardan merkeze doğru ilerlediği gözlenmiştir (Şekil 3.2-III). Bu
süreçte, yarı katı durumda olan orta kısımdaki köpürmemiş malzeme, köpürerek genleşen kütle tarafından yukarı
itilmiş ve düzlemsellikten sapmasına neden olmuştur. Bu değişiklik ile preformun kalıp alt yüzeyi ile temasını kestiği
gözlenmiştir (Şekil 3.2-IV). Bu süreçte ısı iletimi ağırlıklı olarak köpüren kısım olan bölgeden gerçekleşmektedir.
Gözenek oluşumuyla azalan ısı iletimi, kenar bölgelerin köpürerek ilerleme ve genleşme hızını artırmıştır. Bunun
sonucunda orta kısımlar henüz köpürme sürecine girmez iken köpüren kenar bölgelerin düzensiz gözeneklerle kalıbı
doldurduğu gözlenmiştir. Ortam ve buna bağlı kalıp sıcaklığının artmasıyla köpüren bölgelerin drenajı azalmıştır.
Bununla birlikte köpük hacimsel genleşme artacağından kalıp doldurma süresi kısalacaktır [10, 16]. Şekil 3.2-III’te
gösterilen kenar bölgelerde gözenek boyutları orta kısımlara göre daha büyük ve hücrelerin birbiri ile birleştiği gözlenmiştir.
C oklarıyla gösterilen yönde orta kısımlarda köpürme süreci tamamlanmamış malzeme üzerine köpüren
malzemenin hareketi ile katmanlaşma gözlenmiştir (Şekil 3.2-II).
256

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şekil 3.2. I) Homojen köpürmeyen levha köpük, II) Üst kısımda katmanlaşma
III) Levha köpük kesiti, IV) Levhanın alt yüzeyi
Şekil 3.3’te gösterilen köpük levha orta kısımda köpürmeme problemi gözlenmiştir. Şekil 3.2’de gösterilen levha
köpüğe benzer durum sergilemiştir. Fakat diğer numune köpürtme işleminden farklı olarak taşırma deliklerinden
köpük gelse dahi köpürme sürecine devam edilmiştir. Bu bekleme kalıp içerisini köpük doldurma işlemini artırmıştır.
Fakat orta kısımda köpürme süreci tamamlanmamıştır (Şekil 3.3-b). Köpürtme sürecinin uzatılmasıyla kalıp üst
yüzeyi arasına yayılan köpürmüş malzemenin orta taşırma deliklerinden taştığı gözlenmiştir. Bu yayılma D oklarının
gösterildiği yönde gerçekleşmiştir. Şekil 3.3-b’de de F oklarıyla bu sürünme etkisinin gözenek hücre şekillerini ve
boyutlarını düzensizleştirdiği görülmektedir. E okuyla gösterilen kısımlarda aşırı köpürme gözlenmiş olup hücre
duvarlarının birbiri üzerine çöktüğü belirlenmiştir.
şekil 3.3. a) Levha köpüğün genel görünümü, b) Levha köpük kesiti
257

3.1.3. köşelerde Çökme
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3.4’te gösterilen köpük levha köşe kısımlarında çökme problemi gözlenmiştir. Bu levha köpük üretiminde
kullanılan parametreler sabit olmakla birlikte, kalıp üst kapağının köpürme sürecinde kapatılması denenmiştir. Köpürme
süreci tamamlanırken tavlanmış kalıp kapağı vasıtasıyla basınç uygulanarak, kalıp içindeki köpüğün sıcak
deformasyonuyla kalıp boşluğunu doldurması sağlanmıştır. Bu işlemlerin süreci çok kısa tutulmuştur. G oklarıyla
gösterilen bölgelerde, köpük hücrelerinin şekil değiştirme esnasında patlaması, birleşmeleri ve sıkışan hidrojen
gazının kaçmasıyla levha köşelerinde aşırı köpük çökmeleri ve malzeme yığılmaları gözlenmiştir.
Şekil 3.4-II’de levha köpüğün kesit görüntüsü verilmiştir. Şekil değişikliği ile levhanın genelinde basınç uygulanan
yöne dik yönde hücreler deformasyona uğrayarak elipstik şekil almışlardır. Bu şekilde oluşan morfolojik düzensizlikler,
hücre elipsliği, homojen olmayan hücre duvar kalınlığı ve hücre boyut dağılımının plato bölgesi gerilmesini
azatlığı belirlenmiştir [17]. H oklarıyla gösterilen bölgelerde istenmeyen bu hücre yapıları belirtilmiştir.
H
şekil 3.4. I) Levha köpüğün genel görünümü ve yığılma köşesinin görüntüsü, II) Levha köpük kesit görüntüsü.
Şekil 3.5’te Yüksek Enerji Metodu-X (YEM-X) ile üretilen metalik levha köpük gösterilmiştir. Üretilen köpük levhada
aynı kesit alanlı önceki levhalara göre daha homojen ve eş eksenli hücreler elde edilebilmiştir. Levha köpüğün tüm
kesiti aynı boyutlarda, aynı homojen hücre yapısında ve düzgün geometrik yüzeylere sahiptir. Köpürme sürecinde
preform malzemenin tüm yüzeylerinde sağlanan daha homojen ve hızlı ısı iletimi ile eş zamanlı başlatılan köpürme
reaksiyonu, düzenli hücreli levha köpük üretimini gerçekleştirmiştir. Preform malzeme üretim sürecinde homojen olmayan
Si ve TiH 2 dağılımı, köpürme sürecinde de bazı homojen olmayan gözenek dağılımına da sebep olmaktadır.
Bu nedenle G oklarıyla gösterilen birkaç hücrede, köpürme sürecinde hücrelerin bağlantı duvarlarının kaybolması
ve birbiriyle birleşmesi ile büyük gözenekli hücreler oluşmuştur.
şekil 3.5. YEM-X yöntemi ile üretilen metalik levha köpük
258

4. SoNuÇlar
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışmada, geniş yüzey alanlı veya büyük kesitli metalik köpüklerin üretimi sürecinde meydana gelen metalik
köpük levhalardaki hatalar kategorize edilmiş ve nedenleri tartışılarak giderilme çareleri araştırılmıştır. Bu çalışmanın
sonuçları olarak aşağıda hususlar belirtilmiştir;
1) Preform (katı) yoğunluğu ve gaz faz yoğunluğu köpürme esnasında köpük malzemenin yoğunluğunu değiştirmiştir.
Bu değişim preformun ısı iletimini değiştirerek köpürme karakteristiğini belirler. Toz metalurjisi tekniği ile
levha boyutlarındaki büyük kesitli metalik köpük üretimlerinde ısı iletimindeki bu değişkenlik önemli problemler
meydana getirir.
2) Büyük kesitli levha köpük üretim sürecindeki oluşan problemler;
- Kalıp içerisinde tüm kesitte köpürmenin tamamlanması sürecinde erken köpürme oluşan bölgelerde çökme problemi
meydana gelir.
- Kalıp içerisinde tüm kesitte tam köpürmeme ve yayılma problemleri meydana gelir. Köpürtme sürecinde kalıbı
dolduran köpük malzemenin kenarlardan merkeze doğru yayılmasıyla, köpürmeyen preformun düzlemselliği
bozularak kalıp alt yüzeyi ile teması keser. Köpürerek yayılan malzeme prefom malzemenin üzerine doğru
ilerleyerek katmanlaşma meydana getirir. Bu durumda, üretilen köpük levhanın orta kısımlarında hücre oluşumu
tamamlanmazken kenar kısımlarda büyük ve homojen olmayan gözenekli yapı meydana gelir.
- Köpürme sürecinde basınç oluşturarak kalıp boşluğunun doldurulması işlemlerinde, kalıp köşelerine malzemenin
yayılması sırasında hücrelerin deformasyonla patlaması, kapanması, çökme problemlerini oluşturur. Köpük
malzemenin sıcak deformasyonu ise, uygulanan basma yüküne dik doğrultuda hücrelerin deformasyonuna ve
geometrisinin bozulmasına sebep olmaktadır.
- Yukarıda belirtilen problemlerin giderilmesi için geliştirilen Yüksek Enerji Metodu-X’in uygulanması bu problemlerin
bir çoğunu elimine etmiştir. Köpürme sürecinde preform malzemenin tüm yüzeylerinde sağlanan yüksek enerjili
homojen ısı iletimi sayesinde yaklaşık eş zamanlı başlatılan köpürme reaksiyonu, düzenli hücreli levha köpük
üretimini gerçekleştirmiştir. Levha köpüğün tüm kesiti aynı boyutlarda, diğer köpüklere kıyasla daha homojen ve
eş eksenli hücre yapısında ve düzgün geometrik yüzeylere sahiptir.
Teşekkür
Yazarlar, Bilimsel Araştırma Projesi ( No: 107A016) kapsamında bu çalışmaya destek sağlayan TÜBİTAK’a teşekkür
eder.
kayNaklar
1. Seitzberger, M., Rammerstorger, F.G., Degischer, H.P.,”Crushing of axially compressed steel tubes filled with
aluminium foam”, acta mechanica, 125: 95-103, 1997.
2. Hanssen A.G., Langseth, M., Happerstad, O.S., “Static and dynamic crushing of circular aluminium extrusions
with aluminium foam filler”, Int. j. of Impact eng., 24 (5): 475-507, 2000.
3. Elbir, S., Yılmaz, S., Güden, M.,”Kapalı hücre alüminyum köpük metallerin üretim metodları ve mekanik özellikleri”,
Tmmo metalurji dergisi, 23 (120): 35-42, 1999.
4. Davies, G.J., Zhan, S., “Review metallic foams, their production, properties and applications”, j. mat. Sci., 18:
1899-1911, 1983.
5. Simancik, F., Rajner, W., Laag, R., “Alulight - Aluminum Foam for Lightweight Construction”, Sae 2000 World
congress, 2000-01-0337, pp. 1-7, Detroit, Michigan, 2000.
6. P. Schaeffler, W. Rajner, D. Claar, T. Trendelenburg, and H. Nishimura., “Production, Properties and Applications
of Alulight Closed-Cell Aluminum Foams,” The Fifth International Workshop on advanced manufacturing
Technologies, pp. 1-6, London, Canada, 2005.
7. John Banhart, “Manufacturing Routes for Metallic Foams”, journal of the minerals, pp. 22-27, 2000.
8. Chin-Jye Yu, Harald H. Eifert, John Banhart and Joachim Baumeister, “Metal Foaming by A Powder Metallurgy
Method: Production, Properties and Applications”, Innovations in materials conference, vol:2, pp.
181–188, 1998.
9. Mehmet TÜRKER, “Toz Metalurjisi Yöntemi ile Alüminyum Köpük Üretimi”, 5. uluslararası ileri Teknolojiler
Sempozyumu (IaTS’09), s.1-6, Karabük, 2009.
10. I. Duarte and J. Banhart, “A Study of Aluminium Foam Formation Kinetics and Microstructure”, acta materialia,
48, pp. 2349-2362, 2000.
11. By Frank Baumgärtner, Isabel Duarte and John Banhart, “Industrialization of Powder Compact Foaming
Process”, advanced engineering materials, 2, No:4, pp. 168-174, 2000.
12. Hegman, N. and Babcsan, N., “Specific Feature of Thermal and Electrical Transport In Cellular Media”, anyagok
vilaga materials World, 6:1, 2005.
259

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
13. Singh, R., Kasana, H.S., “Computational aspects of effective thermal conductivity of highly porous metal foams”,
applied Thermal engineering, 24, 1841–1849, 2004.
14. Sullins, A.,D. And Daryabeigi, K., Effective Thermal Conductivity of High Porosity Open Cell Nickel Foam”, 35th aIaa Thermophysics conference, AIAA 2001-2819, 3-5, 2001.
15. Hans-Peter Degischer and Brigitte Kriszt, “Handbook of Cellular Metals: Production, Processing, Applications”,
Wiley- vch, pp. 33-338, 2002.
16. S. Asavavisithchai, A.R. Kennedy, “Effect of powder oxide content on the expansion and stability of PM-route
Al foams”, journal of colloid and Interface Science, 297, 715–723, 2006.
17. Elbir, S., “Kapalı Gözenekli Alüminyum Kompozit Köpüklerin Hazırlanması ve karakterizasyonu”, izmir Teknoloji
enstitüsü, Yüksek Lisans Tezi, 28-79, 2001.
260

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
TicN Takviyeli 316l paSlaNmaz Çelik köpükleriN üreTimi ve
özellikleri
Halil İ. BAKAN 1 ve Kemal KORKMAZ 2
1 TÜBİTAK MAM Malzeme Enstitüsü Pk 21 Gebze 41470 - KOCAELİ
2 Gebze Yüksek Teknoloji Enstitüsü, Malzeme Bil. ve Müh. Böl. Gebze 41400 - KOCAELİ
özeT
Ağırlıkça %5 TiCN içeren östenitik paslanmaz çelik esaslı metalik köpükler replikasyon ve toz metalurjisi yöntemleri
ile üretildi. Bunun için 316L tozları ile bağlayıcıdan oluşan sıvı karışım, poliüretan süngere emdirildi. Yüzeyleri
metal tozları ile kaplanmış olan süngerlere sırasıyla kurutma ve bunu takip eden piroliz işlemi uygulanarak, sünger
ve bağlayıcıların ortamdan uzaklaştırılması sağlandı. Bu şekilde poliüretan süngerin açık gözenekli iskelet yapısı
açık gözenekli metalik iskelet yapıya dönüştürüldü. 1350 o C sıcaklıkta gerçekleştirilen sinterleme işleminden sonra
açık gözenekli hücresel paslanmaz çelik esaslı metalik köpükler elde edildi. Sinterleme sonrası elde edilen köpük
metalik malzemelerin gözenek dokusu optik mikroskop ve SEM ile incelendi. EDX ve XRD analizleri ile numunelerin
faz yapısı karakterize edilmiştir. Ayrıca numuneler üzerinde gerçekleştirilen basma deneyleri ile elde edilen köpük
metalin mekanik özellikleri irdelenmiştir.
anahtar kelimeler: Metalik Köpükler, , Paslanmaz Çelik, Toz Metalurjisi,
maNuFacTuriNG aNd properTieS oF 316l STaiNleSS STeelS
FoamS reiNForced WiTh TicN
ABSTRACT
Austenitic stainless steel based metal foams with 5 wt % TiCN were manufactured by using replication and powder
metallurgy techniques. Therefore, a polyurethane sponge, impregnated with stainless steel slurry prepared from
316L powders and binders, was subjected to drying and pyrolyzing to remove the polyurethane sponge and binders.
Thus, the complete transformation of open network of the polyurethane sponge to the metal network was carried
out. After sintering process at temperature of 1350 o C, open cellular 316L based metal foams were produced. The
porous structure of metallic foam materials obtained after sintering was investigated by using optical microscopy
and SEM. The phase structures of samples were characterized by XRD and EDX analysis. In addition, mechanical
properties were investigated by compression tests performed on the samples.
keywords: Metal Foams, , Stainless Steel, Powder Metallurgy
1. Giriş
Metalik köpük malzeme tanımı; hacimce % 50 - % 99 arasında hava boşluğu içeren gözenekli ya da hücresel
şekilli bir yapıya sahip metalik malzemelere verilen genel bir isimdir. İçerdikleri hava boşluğu sayesinde çok farklı
fiziksel özellikleri aynı anda gösterebilmektedirler. Bu malzemelerin en belirgin özellikleri ise çok düşük yoğunluğa
sahip olmaları, basma ve eğme dayanımlarının çok yüksek olması, darbe ve titreşim sönümleme özelliklerinin
yüksek olması, ısı ve elektrik iletim özelliklerinin de düşük olmasıdır. Bu özellikleri nedeniyle yeni bir malzeme
sınıfını oluşturmaktadırlar. İçerdikleri hava boşluğunun oranı, hava boşluğunu meydana getiren gözeneklerin şekli
261

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ve bu gözeneklerin birbirleri ile olan bağlantısına bağlı olarak gösterdikleri fiziksel özellikler ve potansiyel kullanım
alanları değişmektedir. Sahip oldukları bu özgün özellikler nedeniyle 21. yüzyılda uzay teknolojisinden otomotiv
teknolojisine, inşaat teknolojisinden sağlık teknolojisine kadar çok değişik alanlarda kulanım potansiyelleri olduğu
öngörülmektedir. Paslanmaz Çelik esaslı köpük metallerin, alüminyum esaslı köpük malzemelere göre daha yüksek
mekanik özelliklere sahip olmaları ve yüksek sıcaklıklarda uygulamalarında kullanılma imkanlarının bulunması,
çelik esaslı metalik köpük malzemelere olan ilgiyi arttırmaktadır [1-5].
Açık gözenekli hücresel şekilli metalik köpüklerin üretimi replikasyon tekniği ve toz metalurjisi yöntemi ile gerçekleştirilmektedir.
Metalik köpüklerin açık gözenekli hücresel yapısı, aynı şekle sahip olan ve başlangıç malzemesi
olarak kullanılan polimerik süngerler sayesinde elde edilebilmektedir.
Replikasyon (kopyalama) işleminin gerçekleştirilebilmesi için öncelikle metal tozlarının uygun organik malzemeler
ile karıştırılarak bir sıvı karışımın elde edilmesi gerekir. Daha sonra bu sıvı karışımın polimerik süngere emdirilmesi
gerçekleştirilmektedir. Daha sonra uygulanan piroliz işlemi ile polimerik sünger ve organik malzemeler buharlaştırılarak
ortamdan uzaklaştırılmaktadır. Bu işlem sırasında, başlangıç polimerik süngerin açık gözenekli hücresel
yapısının bir kopyası olan metal iskelet yapının elde edilmesi gerçekleşmektedir. Bu işlemden sonra uygulanan
sinterleme ile de açık gözenekli hücresel metalik köpükler üretilmiş olmaktadır [1-5].
Polimerik sünger yüzeylerinin metal tozları ile kaplanması bu prosesin ilk ve en önemli aşamasını oluşturmaktadır.
Metal tozlarının organik malzemelerle karıştırılmasıyla hazırlanmış olan sıvı karışımın mümkün olan en fazla
oranda metal tozu içermesi ve sünger yüzeylerine mümkün olan en fazla miktarda metal tozlarını yapıştırabilme
özelliğine sahip olması gerekir. Bunun sonucunda; sinterlemenin daha iyi gerçekleşmesi ve daha yüksek sinterleme
yoğunluklarının elde edilmesi mümkün olabilir. Buna karşın, sıvı karışımın gereğinden fazla metal tozu içermesi de
polimerik sünger yüzeylerinin metal tozları ile tam olarak kaplanamamasına neden olur. Bu nedenle sıvı karışımdaki
metal toz miktarının optimum bir değerde olması gerekir.
Paslanmaz çelik tozlarının yüzeyinde bulunan ince bir krom oksit tabakası, bu malzemelerde normal katı hal sinterleme
koşullarında yüksek sinterleme yoğunluk değerlerinin elde edilmesini imkansız hale getirmektedir. Buna karşın
sıvı faz sinterlenmesi işlemi ile bu malzemelerde yüzde yüz teorik yoğunluğa ulaşılması mümkün olabilmektedir.
Yoğunluk artışıyla birlikte mekanik özelliklerde de önemli artışlar gerçekleşebilmektedir [6] Fakat tamamen açık
gözenekli metalik köpük malzemelerin üretiminde sıvı faz sinterlenmesinin uygulanması mümkün değildir.
Çünkü sıvı faz oluşumu ile birlikte metalik iskelet yapıda yer yer çökmeler ve şekil bozuklukları oluşmaktadır. Bu
nedenle bu malzemelerin üretiminde katı hal sinterlemesi kaçınılmazdır. Bununla birlikte metalik köpük malzemenin
mekanik özelliklerini arttırmak için değişik oranlarda karbür esaslı katkılar paslanmaz çelik tozlarına ilave edilebilir.
Bu sayede ana yapı içerisinde homojen olarak dağıtılmış sert karbür fazı ya da oksit fazları sayesinde, mekanik
özellikler önemli artışlar sağlanabilir. Literatürde özellikle TiC, NbC, SiC, TiCN, Al 2 O 3 ve Y 2 O 3 katkıları ile ilgili çalışmalar
bulunmaktadır [7-9]. Bununla birlikte TiCN takviyeli paslanmaz çelik malzemeler ile ilgili çalışmalar oldukça
yenidir [10]
Bu nedenle daha üstün mekanik özellilere sahip metalik köpükler üretebilmek için; mevcut çalışmada ağırlıkça % 5
oranında TiCN içeren 316L paslanmaz çelik tozları kullanılarak, replikasyon ve toz metalurjisi yöntemiyle hücresel
şekilli metalik köpüklerin üretimi gerçekleştirilmiştir. Üretilen metalik köpük malzemenin mekanik özellikleri basma
deneyleri ile belirlenmiş. Ayrıca üretilen köpük malzemenin mikroyapı özellikleri optik ve taramalı elektron mikroskobuyla
(SEM) ve faz yapısı da XRD ve EDX analizleri ile incelenmiştir.
2. deNeySel ÇalIşmalar
Bu çalışmada gaz atomizasyon yöntemiyle üretilmiş ve ortalama tane boyutu 25 µm olan küresel şekilli 316L östenitik
paslanmaz çelik tozları ve ortama tane boyutu 1 µm olan düzensiz şekilli TiCN tozları kullanılmıştır. Kullanılan
316L tozların kimyasal bileşimi ağırlıkça % Fe -16.96 Cr, 10.8 Ni, 2.04 Mo, 1.38 Mn, 0.4 Si, 0.03 C, 0.03 P, 0.003 S’
dır. Ağırlıkça % 5 TiCN içeren homojen bir toz karışımın elde edilebilmesi için toz karışımı, aseton içeren bir kabın
içerisine konularak, Turbula tipi karıştırıcı da üç saatlik bir karıştırma işlemi uygulandı. Daha sonra etüvde uygulanan
kurutma işlemiyle aseton toz karışımından uzaklaştırıldı ve kullanıma hazır 316L+ % 5 TiCN toz karışımı elde
edildi. Ağırlıkça % 5 TiCN içeren 316L paslanmaz çelik esaslı metalik köpük üretimi replikasyon ve toz metalurjisi
yöntemiyle gerçekleştirildi (Şekil 1).
262

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Açık gözenekli hücresel şekilli köpük metalin elde edilebilmesi için başlangıç malzemesi olarak içerdiği gözenek
miktarı 10 ppi (pores per inch) poliüretan süngerler kullanıldı. Metal tozlarının poliüretan süngere emdirilebilmesi
ve sünger yüzeylerinin metal tozları ile kaplanabilmesi için değişik moleküler ağırlıktaki Polietilen Glikol (PEG) ve
Karboksimetil selüloz (Carboxy Methyl Cellulose, CMC) çözeltisinden oluşan bağlayıcı sistemi kullanıldı. Öncelikle
Karboksimetil selüloz çözeltisine metal tozları (ağırlıkça % 5 TiCN içeren 316L paslanmaz çelik tozları) azar azar
ilave edilerek bir saatlik karıştırma işlemi uygulandı. Daha sonra elde edilen karışımın sıcaklığı oda sıcaklığından
75°C sıcaklığa çıkartıldı ve değişik moleküler ağırlıktaki PEG (PEG 600 , PEG 1500 ve PEG 8000 ) karışıma eklendi. İlave
edilen PEG’ler bu sıcaklıkta tamamen ergitildikten sonra, bağlayıcı+metal tozundan oluşan sıvı karışım üç saat
daha karıştırılarak homojen bir sıvı bir karışım elde edildi. Elde edilen sıvı karışımın içermesi gereken ideal metal
toz miktarını ve reolojik özelliğinin belirlenmesi için aynı şartlarda hazırlanmış ve içerdiği metal toz miktarı hacimce
% 45, % 50 ve % 55 arasında değişen karışımların viskozite ölçümleri yapıldı. Viskozite ölçümleri sırasında ortam
sıcaklığı 75°C olarak sabit tutuldu. Sıvı karışımın içermesi gereken optimum metal tozu miktarı belirlendikten sonra
poliüretan süngerler sıvı karışıma daldırılarak, sünger yüzeylerinin metal tozları ile kaplanması gerçekleştirildi.
Yüzeyleri metal tozları ile kaplanmış olan süngerler daha sonra iki merdane arasından geçirilerek, fazlalık metal
tozlarının süngerden uzaklaştırılması ve açık gözenekli yapının korunması sağlandı. Bu işlemden sonra numuneler
belirli bir nem oranına sahip kabin içerisinde ve oda sıcaklığında iki gün kurutulmaya bırakıldı. Numuneler kurutulduktan
sonra poliüretan sünger ve organik bağlayıcılar 450°C sıcaklığında ve Ar - H 2 atmosferinde otuz dakika içerisinde
buharlaştırılarak numunelerden uzaklaştırıldı. Hidrojen ortamında ve 1350°C’de gerçekleştirilen üç saatlik
sinterlemeyle açık gözenekli hücresel yapıda 316L + %5 TiCN esaslı metalik köpükler üretildi. Elde edilen metalik
köpüklerin mikro yapısı ve yüzey özellikleri optik mikroskop ve taramalı elektron mikroskop (SEM) kullanılarak
araştırıldı. Numunelerin faz yapıları XRD ve EDX analizleri ile incelendi. Gerçekleştirilen basma deneyleri ile de
mekanik özellikler belirlendi.
3. deNeySel SoNuÇlar ve irdeleme
şekil 1: Hücresel şekilli paslanmaz çelik
köpük malzemenin üretim şeması
Değişik oranlarda metal tozu içeren sıvı karışımın 75°C sıcaklıkta gerçekleştirilen viskozite ölçüm sonuçları Şekil
2’de görülmektedir. Metal tozlarının polimerik yüzeylere daha kolay yapışmasının sağlanabilmesi için sıvı karışıma
yüksek kayma hızı uygulandığında karışımın viskozite değerinin düşük olması arzu edilir. Fakat kayma hızı düşük
olduğunda ise sıvı karışımın viskozitesinin de yüksek olması gerekir. Bu durum metal tozlarının polimerik sünger
yüzeylerine kolay ve daha iyi yapışmasını sağlar. Şekil 2’ de görüldüğü gibi hacimce %45 metal tozu içeren sıvı
karışımın viskozite değeri kayma hızının artmasıyla belirgin bir şekilde azalmakta ve kayma düşük olduğu durumda
45 Pa.s olan viskozite değeri kayma hızının artmasıyla birlikte diğer karışımlara göre çok daha hızlı olarak düşmekte
ve 2 Pa.s gibi çok düşük bir değere ulaşmaktadır. Dolaysıyla hacimce %45 metal tozu içeren sıvı karışım daha
ideal reolojik özellikler sahiptir.
263
şekil 2: Değişik oranlarda
(%45-55) metal tozu içeren sıvı
karışımın 75°C’deki viskozite
değerlerinin kayma hızına göre
değişimi

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Hacimce %45 metal tozu içeren (316L+%5 TiCN) sıvı karışım PEG + CMC Şekilde 1’de görüldüğü gibi replikasyon
ve toz metalurjisi yöntemleri ile ağırlıkça %5 TiCN içeren 316L paslanmaz çelik esaslı metalik köpükler başarılı bir
şekilde üretilmiştir. Elde edilen gözeneklerin şekil ve yapıları başlangıçta malzemesi olarak kullanılan poliüretan
süngerin gözenek ve yapısının birer kopyası gibidir. Ancak 316L paslanmaz çeliklerin 1350°C de gerçekleştirilen
katı hal sinterlenmesinin doğal bir sonucu olarak mikroyapıda mikro gözenekler bulunmaktadır (Şekil 3). Çünkü
paslanmaz çelik tozlarının yüzeyinde doğal olarak oluşan ince oksit tabakası, katı hal sinterlenmesinde tam yoğunlaşmanın
sağlanabilmesini engellemekte ve yapıda mikro gözeneklerin oluşmasına neden olmaktadır. Üretilen
TiCN katkılı 316L paslanmaz çelik malzemenin yoğunluğu 0,70 g/cm 3 ve TiCN katkısı içermeyen 316L paslanmaz
çelik köpük malzemenin yoğunluğu ise 0.75 g/cm 3 olarak ölçülmüştür (Şekil 3a). Bu değerler üretilen metal köpük
malzememizin ne kadar hafif bir malzeme olduğunun açık bir göstergesidir. Yoğunluktaki azalma yalnızca daha
hafif olan TiCN katkısından kaynaklanmadığı, aynı zamanda TiCN katkısı ile mikro yapıda ilave olarak bir miktar
daha istem dışı meydana gelen mikro gözenek oluşumu açıklanabilmektedir. Bu durum mikroyapı fotoğraflarında
da görülmektedir (Şekil 3a-3b,). Buna karşın TiCN katkısı sonucu köpük malzemenin sertlik değerinde bariz bir artış
görülmüş ve 316L paslanmaz çelik köpük malzemenin sertlik değerinin % 5’lik TiCN katkısı ile 220 HV den 355 HV’
ye yükseldiği tespit edilmiştir. Elde edilen köpük malzemenin sertlik değerindeki artışın, mikroyapıda homojen bir
dağılım gösteren sert bir TiCN takviyesinin doğal bir sonucu olduğu görülmektedir.
şekil 3a) Üretilen TiCN katkılı 316L metalik köpüklerin değişik görünümleri
şekil 3b): Üretilen açık gözenekli hücresel 316L paslanmaz çelik köpüklerin SEM de
çekilmiş mikro yapı görüntüsü
Üretilen hücresel 316L paslanmaz çelik köpüklerin ve TiCN katkılı 316L paslanmaz çelik köpüklerin basma dayanımı
– şekil değiştirme eğrisi tipik bir basma dayanımı – şekil değiştirme eğrisi şeklindedir (Şekil 4). Her iki metalik
köpük malzemenin basma eğrisi üç bölümden oluşmaktadır. Birinci bölümde şekil değişimi ile doğrusal olarak değişen
bir gerilim söz konusudur. Elastik bölge olarak isimlendirilen bu bölgede hücre duvarları eğilmektedir. Elastik
bölgeyi takiben ikinci bölge ise gerilimin değişmediği, buna karşın uzun ve kalıcı bir şekil değişiminin olduğu bir
plastik deformasyon bölgesini göstermektedir. Bu bölgede hücre duvarlarının plastik şekil değiştirmesi ile birlikte
gözenekler kapanmaktadır. Eğrinin üçüncü ve son bölgesinde ise boşluksuz, bulk bir malzemedeki gibi kesit alanının
giderek artmasına bağlı olarak gerilmede hızlı bir artış görülmektedir. 316L paslanmaz çelik köpük malzemenin
basma dayanımının % 5’lik TiCN katkısı ile 30,56 MPa‘ dan 45 MPa’ a arttığı görülmektedir. Bu artışın mikroyapıda
homojen olarak dağılmış olan sert TiCN fazından kaynaklandığı açıktır.
264

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şekil 4: Üretilen açık gözenekli hücresel 316L paslanmaz çelik köpüklerin basma eğrisi
Elde edilen %5 TiCN katkılı 316L paslanmaz çelik köpük malzemenin SEM de yapılan EDX analizi Şekil 5 de görülmektedir.
Köpük malzemenin östenitik paslanmaz çelik (316L) esaslı olmasından dolayı Fe, Cr, Ni ve Mo elementlerinin,
%5 TiCN katkıdan dolayı da Ti elementinin tespit edildiği aşikardır. N elementinin tespit edilemeyecek kadar
az olmasına karşın C elementinin hem östenitik paslanmaz çelik ve hem de %5 TiCN içinde mevcut olmasından
dolayı tespit edilebildiği düşünülmektedir.
şekil 5: % 5 TiCN katkılı 316L paslanmaz çelik esaslı metal köpük malzemenin SEM de elementel
(EDX) analiz sonuçları.
şekil 6: 316L paslanmaz çelik esaslı ve % 5 TiCN katkılı metal köpük numunelerde XRD analiz sonuçları.
Şekil 6 da ise %5 TiCN katkılı ve katkısız 316L paslanmaz çelik köpük numunelerin, 2� = 20 o ile 90 o arasında dakikada
2 o tarama hızı ile ölçülen XRD analiz sonuçları verilmektedir. Her iki analizde de paslanmaz çeliğe ait olduğu
düşünülen Fe- γ östenitik fazın (111), (200) ve (220) yansıma düzlemlerinden elde edilen en belirgin pikleri görülebilmektedir.
%5 TiCN katkılı numunenin analizinde ise Fe- γ östenitik fazların yanı sıra titanyum karbonitrür (TiC 0.7 N 0.3 )
fazına ait olduğu düşünülen ve en şiddetlileri (111), (200), (220) yansıma düzlemlerinden elde edilen pikler olmakla
beraber (311) ve (222) deki piklerde ayırt edilebilmektedir.
265

4. SoNuÇlar
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Mevcut çalışmada replikasyon (kopyalama) tekniği ve toz metalurjisi yöntemleri kullanılarak ağırlıkça %5 TiCN
katkılı ve katkısız olmak üzere 316L paslanmaz çelik esaslı, açık gözenekli ve hücresel şekilli köpük malzemeler
başarılı bir şekilde elde edilebilmiştir. Elde edilen köpük malzeme çelik esaslı olmasına karşın sudan daha hafiftir
ve gözenek şekli ve yapısı açısından başlangıç malzemesi olarak kullanılan ve 10 ppi gözenek miktarına sahip
poliüretan süngerin bir kopyası şeklindedir.
Üretilen TiCN katkılı 316L paslanmaz çelik malzemenin daha düşük yoğunluğa sahip olmasına rağmen daha iyi
mekanik özellikler sergilediği görülmüştür. 316L paslanmaz çelik köpük malzemenin sertlik değerinin % 5’lik TiCN
katkısı ile 220 HV den 355 HV’ ye ve basma dayanımının da 30,56 MPa‘ dan 45 MPa’ a yükseldiği tespit edilmiştir.
Elde edilen köpük malzemenin mekanik özelliklerindeki artışın sebebinin TiCN katkısının meydana getirdiği ve
mikroyapıda homojen bir dağılım gösteren titanyum karbonitrür gibi sert bir faz oluşumu sonucu olduğu düşünülmektedir.
kayNaklar
[1] J. Banhart, progress in materials Science, Vol.46, pp.559-632, 2001
[2] L. J. Gibson and M.F. Ashby, “ cellular Solids: Structure and properties”, Second Edition, Cambridge University
Press, Cambridge, 1997.
[3] C. Park and S.R. Nutt, materials. Science . and engineering. a vol 288 , pp. 118-118, 2000
[4] L. P. Lefebvre, M. Gauther and M. Patry, International . journal of. powder metalllurgy. vol,42, 3, 49-57,
2006
[5] S.V. Raj, L. J. Ghosn, B.A. Lerch, M. Hebsur, L. M. Cosgriff and J. Fedor, materials. Science . and engineering.
a vol 456,1-2, pp.305-316, 2007
[6] H.I. Bakan,
D. Heaney , R.M German, powder metallurgy, vol. 44-3 , pp. 235-241, 2001
[7] J.D Bolton. and A.J. Gant , International . journal of. powder metalllurgy., vol 36, pp. 267-274,1993
[8] S.Lal and G.S.Upadhyaya., powder metalllurgy International vol.20,3 pp. 35-38, 1988
[9] S.K.Mukherjee., A.Kumar, and G.S.Upadhyaya. powder metalllurgy International vol 20,3 pp. 35-38, 1988
[10] H.Ö. Gülsoy. powder metalllurgy, vol.24, 2, pp 14841490, 2008
266

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Toz meTalurjiSi yöNTemiyle üreTilmiş TiNi köpüklerde
yaşlaNdIrma ISIl işlemiNiN eTkileri
Tarık aydoĞmuş* ve Şakir BOR**
* Yüzüncü Yıl Üniversitesi, Mühendislik Mimarlık Fakültesi, Makina Mühendisliği Bölümü, 65080, Van,
aydogmus@yyu.edu.tr
** Orta Doğu Teknik Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 06531,
Ankara, bor@metu.edu.tr
özeT
Bu çalışmada yaşlandırma ısıl işleminin farklı miktarda gözenek içeren TiNi köpüklerin dönüşüm sıcaklıkları ve
mekanik özellikleri üzerindeki etkisi incelenmiştir. Ti-50.6 at. %Ni alaşım tozu ve boşluk yapıcı olarak magnezyum
tozunun 400 MPa basınç altında basıldıktan sonra 1100 °C’de 1 saat sinterlenmesiyle üretilen tek fazlı (östenit)
TiNi köpükler 400 °C’de 1 saat süreyle yaşlandırma ısıl işlemine tabi tutulmuşlardır. Bu işlem sonrasında çökelen
Ti 3 Ni 4 fazının TiNi ana fazındaki nikel miktarını azaltarak dönüşüm sıcaklıklarını önemli ölçüde arttırdığı görülmüştür.
Yaşlandırma ısıl işlemi sonrası mekanik özelliklerde belirgin bir değişiklik gözlenmemiştir. Yaşlandırılmış bütün
TiNi köpükler kısmi süperelastisite sergilemiş, tam süperelastisite ancak döngüsel yükleme-boşaltma sonucu elde
edilebilmiştir. Bu sayede % 5’e varan gerinim kazanımları mümkün olmuştur.
anahtar kelimeler: TiNi Köpükler, Yaşlandırma, Süperelastisite, Faz Dönüşüm Sıcaklıkları, Mekanik Özellikler.
eFFecTS oF aGING heaT TreaTmeNT oN TiNi FoamS produced By
POWDER METALLURGY METHOD
ABSTRACT
In the present study, effects of aging heat treatment on transformation temperatures and mechanical properties of
TiNi foams have been studied. Single phase (austenite) TiNi foams, which were produced by sintering Ti-50.6 at.
%Ni powder and magnesium spacer particle mixtures at 1100 °C for 1 hour subsequent to compaction under 400
MPa, were subjected to aging heat treatment at 400 °C for 1 hour. It has been observed that, Ti 3 Ni 4 precipitates
formed increased the transformation temperatures significantly by decreasing the nickel content of TiNi matrix phase.
Aging was not effective notably on mechanical properties. Partial superelasticity was observed for all aged TiNi
foams. Complete superelasticity of samples strained up to 5% was observed only upon employing cyclic loading
and unloading.
keywords: TiNi Foams, Aging, Superelasticity, Phase Transformation Temperatures, Mechanical Properties.
1. Giriş
Dişçilik ve ortopedi gibi biyomedikal uygulamalar için gelecek vaat eden TiNi köpüklerle [1] ilgili araştırmalar son 10
sene içerisinde önemli bir hız kazanmıştır. Biyouyumlu [2,3] oldukları kanıtlanan bu köpükleri biyomedikal uygula-
267

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
maların gerektirdiği özelliklerde üretilebilmek amacıyla pek çok çalışma yapılmıştır [4-23]. Her ne kadar gözenekli
metalik malzemeler katı hal işlemleri (toz metalurjisi), sıvı hal işlemleri (döküm), elektrolitik işlemler veya gaz fazından
biriktirme yöntemlerinden biriyle üretilebilseler [24] de hem daha pratik hem de kolay olan toz metalurjisi teknikleri
TiNi köpüklerin üretilmesinde kullanılan esas yöntemler olmuştur. Zaten ikinci önemli alternatif üretim yöntemi
olan döküm, daha çok ergime sıcaklığı düşük ve ergitilmesi kolay, reaktif olmayan metaller için uygundur.
TiNi köpük üretiminde bugüne kadar kullanılan yöntemlerin ortak problemleri istenmeyen, kırılgan intermetaliklerin
oluşması, homojen olmayan gözenek şekli ve dağılımı, bunların sonucu olarak düşük mekanik özellikler ve yetersiz
süperelastisite davranışı sergilemesi ve gözenek miktarı ile boyutlarının ayarlanmasının zorluğu olmuştur. Bu
problemlerin hemen hepsi daha önceki çalışmalarımızda [4,9,15,16] incelenmiş ve çeşitli çözümler önerilmiştir. Bu
çalışmada ise önceki çalışmalarımızdaki gibi magnezyum (Mg) boşluk yapıcı ve TiNi alaşım tozu kullanarak ürettiğimiz
TiNi köpüklerinde yaşlandırma ısıl işleminin pratik uygulamalar açısından son derece önemli olan faz dönüşüm
sıcaklıkları ve mekanik özellikler üzerindeki etkisini ortaya koymaya çalıştık.
TiNi alaşımlarına sıklıkla uygulanan ısıl işlemlerin başında soğuk işlem sonrası şekil bellek özelliğini kazandırmak
için yapılan tavlama işlemleri gelmektedir. Bu ısıl işlem özellikle eşit atomlu ve titanyumca zengin TiNi alaşımları için
uygundur [25,26]. Çünkü artan nikel miktarıyla soğuk deformasyon zorlaşmaktadır. Nikelce zengin TiNi alaşımları
için ise (Ni miktarı ≥ 50.5 at. %) [25,26] çok daha uygun olan, yaşlandırma ısıl işlemiyle mekanik özelliklerin ve
dönüşüm sıcaklıklarının kontrol edilmesidir. Literatürde yer alan, TiNi köpüklerin yaşlandırma ısıl işlemi [19, 27-
37] sonucunda özelliklerinde meydana gelen değişimlere ilişkin çalışmalarda, ısıl işlem öncesi köpüklerde büyük
miktarda bulunan ikincil fazların çözeltiye alma işlemi sırasında çözündürülememesi nedeniyle tutarsızlıklar bulunmaktadır.
Bu çalışmada tek fazlı TiNi köpükler kullanılarak ısıl işlemler gerçekleştirilmiş ve daha tutarlı sonuçlara
ulaşılmaya çalışılmıştır.
2. deNeySel yöNTem
2.1. kullanılan Tozlar ve üretim yöntemi
TiNi köpükleri üretmek için başlangıç tozları olarak nikelce zengin, Ti-50.6 at. %Ni alaşım tozları kullanılmıştır. Boşluk
yapıcı olarak ise küresel magnezyum (Mg) tozları tercih edilmiştir. Mg boşluk yapıcı miktarı hacimce % 20-50
aralığında olacak şekilde ayarlanmıştır. Kullanılan tozlar ve üretim yöntemine ait geniş bilgi önceki çalışmalarımızda
[4,9,15,16] bulunabilir. % 50 Mg’den daha az Mg içeren kompaktlar sinterleme esnasında toplam Mg miktarı % 50
olacak şekilde ekstra Mg, koruyucu olarak, ilave edildikten sonra sinterlenmiştir. Sinterleme sıcaklığına (1100 °C)
ısıtma hızı 10 °C/dak olarak sabit tutulurken, sinterleme süresi (1 saat) sonrasında pota fırının soğuk bölgesine
çekilerek, yaklaşık 60-75 °C/dak bir hızda numunelerin oda sıcaklığına soğutulmaları sağlanmıştır. Üretilen farklı
miktarda gözenekliliğe sahip TiNi köpüklerin ısıl işlem öncesi görüntüsü Şekil 1’de verilmiştir.
şekil 1. Farklı miktarda gözenek içeren sinterlenmiş TiNi köpükler.
268

2.2. yaşlandırma Isıl işlemi
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Sinterleme sonrası farklı gözeneklerde üretilen tek fazlı (B2 östenit), (Şekil 2) TiNi köpükler, koruyucu argon atmosferi
altında 400 °C sıcaklıkta 1 saat süreyle yaşlandırma ısıl işlemine tabi tutulmuşlardır. Çözeltiye alma işlemi
yapılmamıştır çünkü sinterleme sonrası numuneler Şekil 2’den de görüldüğü üzere zaten sadece istenilen östenit
fazını içermekteydiler. Yaşlandırma sıcaklığı ve süresi aynı kompozisyondaki hacimli (gözenek içermeyen) TiNi alaşımlarında
süperelastisite açısından en iyi sonuçların elde edildiği sıcaklık ve süre olarak seçilmiştir. Yaşlandırma
esnasında olası oksitlenmeyi minimize etmek için numuneler bir pota içerisindeki Mg tozu içine gömülerek ısıl işlem
gerçekleştirilmiştir. Fırının soğuk bölgesinde bekletilen numuneler sıcaklığın 400 °C’ye ulaşması ve kararlı hale
gelmesiyle birlikte sıcak bölgeye indirilmiştir. Yaşlandırma süresinin tamamlanmasıyla birlikte pota tekrar soğuk bölgeye
çekilerek 3 dakika süreyle soğumaya bırakılmıştır. Daha sonra hemen fırından alınarak üzerine alkol püskürtmek
suretiyle oda sıcaklığına soğutulmaları sağlanmıştır. Bu yöntemle toplam soğutma süresi 4 dakikadan daha az
olarak gerçekleşmiştir. Su verme işlemi önemli derecede oksitlenmeye neden olduğu için tercih edilmemiştir.
şekil 2. (a) TiNi toz ve (b) % 38, (c) % 43, (d) % 51, (e) % 59 gözenekli TiNi köpüğe ait XRD patternleri.
2.3. karakterizasyon
Sinterlenen numunelerin yoğunluk ve gözenek miktarı Arşimet metoduyla ölçülmüştür. İçyapıda oluşan fazlar Rigaku
D/Max 2200/PC model X ışını difraktometresi (XRD) yardımıyla belirlenmiştir. TiNi köpüklerin dönüşüm sıcaklıkları
Perkin Elmer Diamond diferansiyel taramalı kalorimetresi (DSC) ile 10 °C /dak ısıtma ve soğutma hızları
kullanılarak belirlenmiştir. Basma ve süperelastisite testleri 10X10 mm’lik silindirik numuneler kullanılarak 30 kN
kapasiteli, ısıtma haznesi olan Instron 3367 mekanik test cihazı yardımıyla 0.1 mm/dak basma hızıyla gerçekleştirilmiştir.
Elastik modül değerleri gerilim-gerinim diyagramının doğrusal kısmından hesaplanırken, östenit-martensit
dönüşüm gerilimi % 0.2-offset metodu ile hesaplanmıştır. Süperelastisite testleri 0-250 MPa aralığında döngüsel
yükleme ve boşaltmalarla oda sıcaklığı (25 °C), vücut sıcaklığı (37 °C) ve östenit bitiş (A f ) sıcaklığının 10-20 °C
üzerindeki bir sıcaklıkta yapılmıştır.
3. BulGular ve deĞerleNdirme
3.1. Faz dönüşüm Sıcaklıkları
Başlangıç TiNi alaşım tozu, sinterleme sonrası, ve akabinde yaşlandırma ısıl işlemine tabi tutulan köpüklere ait DSC
eğrileri Şekil 3’de gösterilmektedir. Bu eğrilerden elde edilen [38] dönüşüm sıcaklıklarının gözeneklilikle ilişkisi ise
Şekil 4’de verilmiştir. Yaşlandırılmış numunelerde soğutma esnasında tek bir pik görünürken ısıtma sırasında iki
ayrı pik gözlenmiştir. Şekil 4’den açıkça görüldüğü üzere gözenekliliğin dönüşüm sıcaklıkları üzerinde çok fazla bir
etkisi bulunmazken, özellikle martensitik dönüşüm sıcaklıklarının (martensit başlangıç, M s , ve martensit bitiş, M f )
yaşlandırma sonrası önemli ölçüde yükseldiği anlaşılmaktadır. M s ve M f sıcaklıklarındaki artış 41-65 °C arasındayken
(ortalama 46 °C M s için ve 53 °C M f için) A f sıcaklığındaki artış ortalama 23 °C olarak gerçekleşmiştir. Östenit
başlangıç, A s , sıcaklığı ise belirgin bir değişim göstermemiş ve buna bağlı olarak martensitik dönüşüm ile ters reaksiyon
arasındaki histeresis azalmıştır.
269

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Isıtma sırasında gözlemlenen iki ayrı pikin varlığı köpüklerin kimyasal olarak homojen olmamasına atfedilmiştir.
Yaşlandırma işlemi sonucu içyapıda çökelen Ti 3 Ni 4 fazı bu homojensizliğe neden olmaktadır. Ti 3 Ni 4 çökeltileri oluşurken
daha fazla Ni atomu tüketildiğinden TiNi matrix içindeki Ni miktarı azalmaktadır. Ni miktarının azalması da
dönüşüm sıcaklıklarındaki artışı beraberinde getirmektedir. Ti 3 Ni 4 çökeltileri 50.6 at.% Ni gibi görece az Ni içeren
TiNi alaşımlarında homojen olmayan bir şekilde, sadece tane sınırları ve civarında oluşmaktadırlar [39]. Bu çökelme
davranışı neden A s sıcaklığının yaşlandırma ısıl işlemi sonrasında aynı kaldığını açıklamaktadır. Çökeltilerin oluşmadığı
tanelerin iç kısmı Ni’ce daha zengindir ve ısıtma sırasında daha önce östenite dönüşmeye başlarlar. Bu da
piklerin genişlemesine neden olmaktadır. Benzer durum soğutma sırasında da görülür. Dikkat edilirse (Şekil 3 (c))
bu piklerin de oldukça geniş olduğu görülmektedir. Tek fark belirgin iki pikin olmamasıdır. Ayrıca kullanılan TiNi tozu
ve sinterlenen numunelerde de (Şekil 3 (a) ve (b)) özellikle soğutma esnasında keskin pikler elde edilememiştir.
Bunun yerine oldukça geniş ve yayvan piklerin gözlenmesi numunelerin içyapısında Ni dağılımının homojen olmamasına
bağlanmıştır.
şekil 3. (a) ve (b) Sinterleme sonrası, (c) ve (d) 400 °C’de 1 saat süreyle yaşlandırılan TiNi köpüklere ait DSC
eğrileri. (i) Isıtma ve (ii) Soğutma eğrisi.
270

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şekil 4. Gözenek miktarının dönüşüm sıcaklıkları üzerindeki etkisi.
Ti 3 Ni 4 çökeltileri soğutma sırasında R fazının oluşmasına neden olabilirler [39-41]. Bu durum DSC eğrilerinden iki
farklı pikin görülmesiyle anlaşılır. R fazının oluşması sistemin enerjisini düşürebilir çünkü B2 östenitten R fazına
dönüşüm latis gerinimini çok az artırmaktadır. Öte yandan B2’den B19’ martensite dönüşüm 10 kat daha fazla latis
gerinimi yaratmaktadır. Koherent Ti 3 Ni 4 çökeltilerinin gerinim alanları martensit fazının çekirdeklenmesini kolaylaştırmaktadır.
Fakat aynı zamanda oluşan martensitlerin büyümesi için engel teşkil etmektedirler. Bu da tamamlanamamış
dönüşümlerle sonuçlanmaktadır. Çizelge 1’den görüldüğü üzere, bu kompozisyondaki tam bir dönüşüm
için 23 J/g civarında olan [42], dönüşüm ısısı (latent heat of transformation) değerleri oldukça düşüktür. Bu yüzden
Şekil 5’deki XRD diyagramında (25 °C’de elde edilmiş) esas olarak martensit fazı görülmesi gerekirken östenit fazı
daha fazla miktarda bulunmuştur. DSC sonuçlarına göre ise M s ve M f sıcaklıkları sırasıyla 65 ve 25 °C’dir. R fazının
oluşup oluşmadığının kesin tespiti için TEM çalışmalarının yapılması gerekmektedir. Bu faz termal analiz sırasında
oluşuyor oabilir ama DSC eğrisi üzerinde iki pik örtüştüğünden gözlemlenmeyebilir. Ayrıca uygulanan kısa yaşlandırma
süresi ve de inhomojen dağılım çökelti yoğunluğunun yetersiz olmasına dolayısıyla TiNi matrixin yeterince
güçlendirilememesine neden olabilir. Böylelikle B2’den B19’a direkt dönüşüm gerçekleşebilir. 100 nm [43] ve daha
büyük boyutlarda olan Ti 3 Ni 4 çökeltilerinin R fazı oluşumunu tetikledikleri bilinmektedir. Bu çalışmada uygulanan
yaşlandırma ısıl işlemi aynı kompozisyondaki hacimli TiNi alaşımlarında 30 nm’den [25] daha küçük çökeltilerin
oluşmasıyla sonuçlanmıştır. Gözeneklerin çökelti oluşumuna etki edeceği düşünülmemektedir dolayısıyla benzer
boyutta çökeltilerin köpüklerde de oluşacağı düşünülürse R fazının oluşmadığı sonucu çıkarılabilinir.
Çizelge 1. Yaşlandırılmış TiNi köpüklere ait martensitik ve ters dönüşümlerin ısıları.
Gözeneklilik
(%)
Latent heat of transformation, Dönüşüm
ısısı
(ΔH, J/g)
-ΔH ileri
ΔH geri
38 5.3 8.6
43 2.1 4.4
51 4.1 7.5
59 4.3 8.5
271

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.2. mekanik ve Süperelastisite özellikleri
şekil 5. % 51 gözenekli yaşlandırılmış TiNi köpüğe ait XRD diagramı.
Aynı miktarda gözeneğe sahip (% 38) TiNi köpüklerin iki farklı durumda, sinterleme ve yaşlandırma sonrası, oda
sıcaklığındaki gerilim-gerinim davranışları Şekil 6’da görülmektedir. Yaşlandırma ısıl işlemine maruz bırakılan köpükler
oda sıcaklığında daha kötü süperelastisite davranışı gösterdiklerinden farklı gözeneklilikteki diğer yaşlandırılmış
numuneler 80 °C’de döngüsel basma testine tabi tutulmuşlardır. Bu sıcaklık numunelerin A f sıcaklıklarından
10-15 °C daha fazladır ve normal koşullarda tam süperelastisite davranışı beklenmektedir. Dönüşüm sıcaklıklarının
yükselmesi nedeniyle oda sıcaklığında, yaşlandırılmış TiNi köpüklerin iç yapısı martensit ve östenit fazlarından
oluşmaktadır. Bu sıcaklıkta basma testi yapıldığında mevcut martensit fazı yeniden ikizlenme mekanizması ile deforme
olurken östenit fazı da gerekli kritik gerilme değerine ulaşıldığında martensit fazına dönüşmektedir. Yeniden
ikizlenen martensitler ancak A f sıcaklığının üzerine ısıtılarak tekrar östenit fazına dönüştürülebilinir. Sabit sıcaklıkta
(oda sıcaklığı) yapılan test sonucunda östenit fazına dönüşemediklerinden şekil kazanımına katkıları olmamaktadır.
Şekil kazanımı yükün uzaklaştırılmasıyla yeniden östenite dönüşen gerilimle oluşturulmuş martensitlerden dolayıdır.
Bu yüzden yaşlandırılmış numuneler oda sıcaklığında daha kötü süperelastisite özelliği göstermektedirler. Aynı
zamanda daha düşük mukavemetlidirler. Gerilim nedeniyle östenitten dönüşüm ile oluşan martensitlerin bir kısmı
da yaşlandırılmış numunelerin dönüşüm sıcaklıklarının yüksek olması nedeniyle kararlı hale geçebilir ve yük uzaklaştırıldığında
tekrar östenite dönüşmeyebilir. Bu da geri kazanılamayan gerinim miktarlarında artışa neden olur.
şekil 6. % 38 gözenekli TiNi köpüğün sinterleme ve yaşlandırma sonrası oda sıcaklığındaki
gerilim-gerinim davranışı.
Farklı miktarda gözenekli yaşlandırılmış TiNi köpüklerinin 80 °C’deki gerilim-gerinim davranışları Şekil 7’den takip
edilebilir. Oda sıcaklığındaki ile karşılaştırılırsa daha yüksek şekil kazanımının (% 5 civarında, Şekil 7 (a)) olduğu
görülecektir. Her ne kadar burada verilmese de, aynı miktarda gözenekliliğe sahip ve sinterleme sonrası oda ve
vücut sıcaklığında (37 °C ) yapılan testlerden de daha iyi bir süperelastisite ve şekil kazanımı sağlanmıştır. Fa-
272

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
kat aynı gözeneklilikte, sinterlenmiş ve başka işlem görmemiş numuneler 60 °C gibi A f sıcaklıklarından 10-15 °C
daha yüksek sıcaklıklarda test edildiğinde sinterleme sonrası yaşlandırma işlemine tabi tutulmuş ve 80 °C’de test
edilmiş numuneler ile çok benzer mekanik davranış sergilemişlerdir, Şekil 7 (c). Koherent Ti 3 Ni 4 çökeltileri mevcut
çalışmadaki kompozisyonda sadece tane sınırları ve yakın çevresinde oluştuğu için TiNi matrixi yeterince güçlendirememiş
ve bunun sonucunda da önemli bir mukavemet artışını sağlayamamıştır. Bu çökeltilerin süperelastisite
özelliğini iyileştirmeleri matrixdeki Ni içeriğini azaltmaları ve arayüzeyde gerilim alanları oluşturarak martensit fazının
oluşmasını kolaylaştırmaları ile açıklanmaktadır. Aynı zamanda TiNi matrixi güçlendirerek dislokasyon hareketini
zorlaştırmaktadırlar. Böylelikle deformasyon sırasında kayma mekanizmasının aktifleşmesini engelleyerek
tamamen gerilim ile oluşturulan martensit mekanizması ile deformasyonun olmasını sağlamaktadırlar. Hacimli TiNi
alaşımlarında basma yükü altında % 6’ya [26] kadar olan gerinimler geri kazanılabilmektedir. Ne yazık ki gözenekli
TiNi alaşımlarında farklı boyutlarda sinterleme boyunlarının ve hücre duvarlarının oluşması nedeniyle % 3.5 gibi
düşük bir gerinim değeri bile tamamen geri kazanılamaktadır, Şekil 7(d). Şekil 8’de gösterildiği üzere kararlı hale
gelen ve geri dönüşmeyen martensitler buna neden olmaktadırlar. Isıl işlemin daha iyi sonuç vermesi için gerilim
altında yapılması ve bu sayede homojen olarak (tane sınırı ve içlerinde) koherent Ti 3 Ni 4 çökeltilerinin oluşturulması
sağlanabilir.
şekil 7. Yaşlandırılmış TiNi köpüklerin 80 °C’de gerilim-gerinim eğrileri, (a) % 38, (b) % 43, (c) % 51, (d) % 59
gözenekli.
273
şekil 8. % 43 gözeneğe sahip TiNi köpüğün
% 7 gerinime yüklenip boşaltıldıktan sonra
SEM’de görüntülenen mikroyapısı: Östenitik
TiNi taneleri içinde beyaz renkli küçük martensitler
yer almaktadır.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 9 sinterlenmiş ve yaşlandırılmış numunelerde elastik modül-gözeneklilik-sıcaklık ilişkisini göstermektedir.
Elastik modül değerleri artan gözeneklilik ile doğrusal bir şekilde azalırken hacimli TiNi alaşımlarında olduğu gibi
artan sıcaklıkla artmaktadır. Yaşlandırılmış köpükler daha düşük elastik modüle sahiptirler. Koherent çökeltiler her
ne kadar homojen olarak dağılmasa da yine de kritik gerilimi düşürerek martensitin oluşmasını kolaylaştırmıştır.
Bu çalışmada % 10-15 aralığında süneklik değerleri elde edilmiştir. Zhang ve arkadaşlarının çalışmasında [20]
amonyum bikarbonat boşluk yapıcı olarak kullanılmış ve % 61 gözenekli TiNi alaşımı üretilmiştir. Bu köpük % 3 gerinime
kadar (15 MPa) döngüsel olarak yüklenildiğinde ilk döngüde kırılmıştır. Bu çalışmadaki % 59 gözenekli TiNi
köpük ise 80 MPa sabit gerilime (ilk döngüde % 6 gerinim) döngüsel olarak 20 kez maruz bırakılmış ve herhangi bir
çatlak oluşumu tespit edilmemiştir. Diğer bütün üretim yöntemlerinde kırılgan, mekanik ve korozyon dayancını düşüren
ikincil intermetaliklerin, oksitlerin ve/veya karbonitratların oluşması kaçınılmazdır. Aynı zamanda bu çalışmadaki
gibi lokal gerilim konsantrasyonlarını minimize edecek en uygun gözenek şekli olan küre, diğer çalışmalarda
elde edilememiştir. Sabit basınçta sıcak presleme işleminde mikro-gözenekler nerdeyse sıfırlanmakta iken yine de
mukavemet değerlerinin [6,19,44] bu çalışmadakiler ile aynı seviyede olması gözeneklerin yapı içerisinde homojen
olarak dağılmaması ve oksitlenme gibi kirlenmeler ile açıklanabilir. Diğer yöntemlerle bu çalışmadaki süneklik değerlerine
ulaşılması ikincil fazların ve kirlenmenin olması nedeniyle mümkün görülmemektedir.
4. SoNuÇlar
şekil 9. Young modülünün sıcaklık, gözeneklilik ve yaşlandırma ısıl işlemi ile değişimi.
1. Yaşlandırma ısıl işlemi TiNi köpüklerin dönüşüm sıcaklıklarını As dışında çok önemli oranda artırmaktadır. Aynı
zamanda, yaşlandırılmış TiNi köpüklerde faz dönüşümleri kısmi olmaktadır.
2. Yaşlandırma ısıl işlemine maruz kalmış TiNi köpüklerde Ms sıcaklığı, As sıcaklığından daha yüksektir.
3. TiNi köpüklerin basma ve süperelastisite davranışı hacimli TiNi alaşımlarınınkinden farklıdır. Doğrusal süperelastisite
gösteren köpüklerde elastik modül, dayanç ve martensit oluşturmak için gereken gerilim değeri artan
gözeneklilikle azalmaktadır.
4. Bütün köpüklerde kısmi süperelastisite gözlenmiş olup, yaşlandırma ve döngüsel yükleme-boşaltma sonrası
% 5’e varan gerinimler tamamen geri kazanılabilmiştir. Kalıntı gerilmelerin nedeni test sıcaklığı ya da farklı
geometrik yapıda olan hücre duvarları ve sinter boyunlarının farklı gerilmelere maruz kalması sonucu meydana
gelen martensit stabilizasyonuna bağlanmıştır.
5. Yaşlandırma ısıl işlemi martensitik dönüşüm için gereken gerilim değerini düşürerek elastik modülün de azalmasına
neden olmaktadır.
Teşekkür
Bu çalışma Türkiye Bilimsel ve Teknolojik Araştırma Kurumu (TÜBİTAK, Proje no: 108M118) tarafından desteklenmiştir.
274

kayNaklar
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
1. Bansiddhi, A., Sargeant, T.D., Stupp, S.I., Dunand, D.C., “Porous NiTi for Bone Implants: A Review”, Acta Biomaterialia,
Vol. 4, pp. 773-782, 2008.
2. Shabalovskaya, S., “On the Nature of Biocompatibility and Medical Applications of Shape Memory and Superelastic
NiTi-Based Alloys”, Bio-Medical Materials and Engineering, Vol. 6,pp. 267-289, 1996.
3. Pelton, A.R., Stoeckel, D., Duerig, T.W., “Medical Uses of Nitinol”, Materials Science Forum, Vol. 327-328, pp.
63-70, 2000.
4. Aydoğmuş, T., Bor, Ş., “Gözenekli TiNi Şekil Bellekli Alaşımlarının Üretilmesi ve Karakterizasyonu”, 15. Uluslararası
Metalurji ve Malzeme Kongresi, Düzenleyen: TMMOB Metalurji Mühendisleri Odası, s. 665-675, İstanbul,
2010.
5. Li, B.Y., Rong, L.J., Li, Y.Y., Gjunter, V.E., “Synthesis of Porous Ni-Ti Shape-Memory Alloys by Self-Propagating
High-Temperature Synthesis: Reaction Mechanism and Anisotropy in Pore Structure”, Acta Materialia, Vol. 48,
pp. 3895-3904, 2000.
6. Yuan, B., Zhang, X.P., Chung, C.Y., Zeng, M.Q., Zhu, M., “A Comparative Study of the Porous TiNi Shape-Memory
Alloys Fabricated by Three Different Processes”, Metallurgical and Materials Transactions, Vol. 37A, pp.
755-761, 2006.
7. Kaya, M., Orhan, N., Kurt, B., Khan, T.I., “The Effect of Solution Treatment under Loading on the Microstructure
and Phase Transformation Behavior of Porous NiTi Shape Memory Alloy Fabricated by SHS”, Journal of Alloys
and Compounds, Vol. 475, pp. 378-382, 2009.
8. Tosun, G., Ozler, L., Kaya, M., Orhan, N., “A Study on Microstructure and Porosity of NiTi Alloy Implants Produced
by SHS”, Journal of Alloys and Compounds, Vol. 487, pp. 605-611, 2009.
9. Aydoğmuş, T., Bor, A.Ş., “Production and Characterization of Porous TiNi Shape Memory Alloys”, Turkish Journal
of Engineering and Environmental Sciences, Vol. 35, pp. 69-82, 2011.
10. Li, B., Rong, L.J., Li, Y.Y., “Porous NiTi Alloy Prepared from Elemental Powder Sintering”, Journal of Materials
Research, Vol. 13, pp. 2847-2851, 1998.
11. Zhu, S.L., Yang, X.J., Fu, D.H., Zhang, L.Y., Li, C.Y., Cui, Z.D., “Stress-Strain Behavior of Porous NiTi Alloys
Prepared by Powders Sintering”, Materials Science and Engineering A, Vol. 408, pp. 264-268, 2005.
12. Greiner, C., Oppenheimer, S.M., Dunand, D.C., “High Strength, Low Stiffness, Porous NiTi with Superelastic
Properties”, Acta Biomaterialia, Vol. 1, pp. 705-716, 2005.
13. Lagoudas, D.C., Vandygriff, E.L., “Processing and Characterization of NiTi Porous SMA by Elevated Pressure
Sintering”, Journal of Intelligent Materials Systems and Structures, Vol. 13, pp. 837-850, 2002.
14. Zhao, Y., Taya, M., Kang, Y.S., Kawasaki, A., “Compression Behavior of Porous NiTi Shape Memory Alloy”, Acta
Materialia, Vol. 53, pp. 337-343, 2005.
15. Aydoğmuş, T., Bor, Ş., “Processing of Porous TiNi Alloys Using Magnesium as Space Holder”, Journal of Alloys
and Compounds, Vol. 478, pp. 705-710, 2009.
16. Aydoğmuş, T., Tarhan Bor, E., Bor, Ş., “Phase Transformation Behavior of Porous TiNi Alloys Produced by
Powder Metallurgy Using Magnesium as a Space Holder”, Metallurgical and Materials Transactions A, in press,
DOI: 10.1007/s11661-011-0714-z.
17. Bansiddhi, A., Dunand, D.C., “Shape-Memory NiTi Foams Produced by Solid-State Replication with NaF”, Intermetallics,
Vol. 15, pp. 1612-1622, 2007.
18. Bansiddhi, A., Dunand, D.C., “Shape-Memory NiTi Foams Produced by Replication of NaCl Space-Holders”,
Acta Biomaterialia, Vol. 4, pp. 1996-2007, 2008.
19. Wu, S., Chung, C.Y., Liu, X., Chu, P.K., Ho, J.P.Y., Chu, C.L., Chan, Y.L., Yeung, K.W.K., Lu, W.W., Cheung,
K.M.C., Luk, K.D.K., “Pore Formation Mechanism and Characterization of Porous NiTi Shape Memory Alloys
Synthesized by Capsule-Free Hot Isostatic Pressing”, Acta Materialia, Vol. 55, pp. 3437-3451, 2007.
20. Zhang, Y.P., Li, D.S., Zhang, X.P., “Gradient Porosity and Large Pore Size NiTi Shape Memory Alloys”, Scripta
Materialia, Vol. 57, pp. 1020-1023, 2007.
21. Grummon, D.S., Shaw, J.A., Gremillet, A., “Low-Density Open-Cell Foams in the NiTi System”, Applied Physics
Letters, Vol. 82, pp. 2727-2729, 2003.
22. Guoxin, H., Lixiang, Z., Yunliang, F., Yanhong, L., “Fabrication of High Porous NiTi Shape Memory Alloy by
Metal Injection Molding”, Journal of Materials Processing and Technology, Vol. 206, pp. 395-399, 2008.
23. Bertheville, B., “Porous Single-phase NiTi Processed under Ca Reducing Vapor for Use as a Bone Graft Substitute”,
Biomaterials, Vol. 27, pp. 1246-1250, 2006.
24. Banhart, J., “Manufacture, Characterisation and Application of Cellular Metals and Metal Foams”, Progress in
Materials Science, Vol. 46, pp. 559-632, 2001.
25. Otsuka, K., Ren, X., “Physical Metallurgy of Ti-Ni-based Shape Memory Alloys”, Progress in Material Science,
Vol. 50, pp. 511-678, 2005.
26. Otsuka, K., Wayman, C.M., Shape Memory Materials, Cambridge University Press, Cambridge, UK, 1998.
27. Bansiddhi, A., Dunand, D.C., “Processing of NiTi Foams by Transient Liquid Phase Sintering”, Journal of Materials
Engineering and Performance, Vol. 20, pp. 511-516, 2011.
275

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
28. Yuan, B., Chung, C.Y., Zhu, M., “Microstructure and Martensitic Transformation Behavior of Porous NiTi Shape
Memory Alloy Prepared by Hot Isostatic Pressing Processing”, Materials Science and Engineering A, Vol. 382,
pp. 181-187, 2004.
29. Chu, C.L., Lin, P.H., Chung, C.Y., “Characterization of Transformation Behavior in Porous Ni-rich NiTi Shape
Memory Alloy Fabricated by Combustion Synthesis”, Journal of Materials Science, Vol. 40, pp. 773-776, 2005.
30. Chu, C.L., Chung, C.Y., Lin, P.H., “Phase Transformation Behaviors in Porous Ni-rich NiTi Shape Memory Alloy
Fabricated by Combustion Synthesis”, Materials Science and Engineering A, Vol. 392, pp. 106-111, 2005.
31. Jiang, H.C., Rong, L.J., “Ways to Lower Transformation Temperatures of Porous NiTi Shape Memory Alloy Fabricated
by Self-propagating High-temperature Synthesis”, Materials Science and Engineering A, Vol. 438-440,
pp. 883-886, 2006.
32. Wu, S.L., Liu, X.M., Chu, P.K., Chung, C.Y., Chu, C.L., Yeung, K.W.K., “Phase Transformation Behaviour of
Porous NiTi Alloys Fabricated by Capsule-free Hot Isostatic Pressing”, Journal of Alloys and Compounds, Vol.
449, pp. 139-143, 2008.
33. Li, B.Y., Rong, L.J., Luo, X.H., Li, Y.Y., “Transformation Behavior of Sintered Porous NiTi Alloys”, Metallurgical
and Materials Transactions A, Vol. 30, pp. 2753-2756, 1999.
34. Scalzo, O., Turenne, S., Gauthier, M., Brailovski, V., “Mechanical and Microstructural Characterization of Porous
NiTi Shape Memory Alloys”, Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 40, pp. 2061-2070, 2009.
35. Yuan, B., Zhang, X.P., Chung, C.Y., Zhu, M., “Superelastic Properties of Porous TiNi Shape Memory Alloys Prepared
by Hot Isostatic Pressing”, Materials Science and Engineering A, Vol. 438-440, pp. 657-660, 2006.
36. Bassani, P., Giuliani, P., Tuissi, A., Zanotti, C., “Thermomechanical Properties of Porous NiTi Alloy Produced by
SHS”, Journal of Materials Engineering and Performance, Vol. 18, pp. 594-599, 2009.
37. Li, H., Yuan, B., Gao, Y., Chung, C.Y., Zhu, M., “High-porosity NiTi Superelastic Alloys Fabricated by Lowpressure
Sintering Using Titanium Hydride as Pore-forming Agent”, Journal of Materials Science, Vol. 44, pp.
875-881, 2009.
38. ASTM F 2004-05, Standard Test Method for Transformation Temperature of Nickel-Titanium Alloys by Thermal
Analysis, ASTM, Philadelphia, PA, 2010.
39. Fan, G., Chen, W., Yang, S., Zhu, J., Ren, X., Otsuka, K., “Origin of Abnormal Multi-stage Martensitic Transformation
Behavior in Aged Ni-rich Ti-Ni Shape Memory Alloys”, Acta Materialia, Vol. 52, pp. 4351-4362, 2004.
40. Khalil-Allafi, J., Ren, X., Eggeler, G., “The Mechanism of Multistage Martensitic Transformations in Aged Ni-rich
NiTi Shape Memory Alloys”, Acta Materialia, Vol. 50, pp. 793-803, 2002.
41. Khalil-Allafi, J., Dlouhy, A., Eggeler, G., “Ni4Ti3-precipitation during Aging of NiTi Shape Memory Alloys and its
Influence on Martensitic Phase Transformations”, Acta Materialia, Vol. 50, pp. 4255-4274, 2002.
42. Miller, D.A., Lagoudas, D.C., “Influence of Cold Work and Heat Treatment on The Shape Memory Effect and
Plastic Strain Development of NiTi”, Materials Science and Engineering A, Vol. 308, pp. 161-175, 2001.
43. Gall, K., Juntunen, K., Maier, H.J., Sehitoglu, H., Chumlyakov, Y.I., “Instrumented Micro-indentation of NiTi
Shape Memory Alloys”, Acta Materialia, Vol. 49, pp. 3205-3217, 2001.
44. Li, D.S., Zhang, Y.P., Eggeler, G., Zhang, X.P., “High Porosity and High-strength Porous NiTi Shape Memory
Alloys with Controllable Pore Characteristics”, Journal of Alloys and Compounds, Vol. 470, pp. L1-L5, 2009.
276

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MODELING,
SIMULTATION AND
characTerIzaTIoN
www.turkishpm.org
277

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
FarklI GeomeTrilere Sahip Gaz aTomizaSyoNu Nozul
perFormaNSlarININ heSaplamalI akIşkaNlar diNamiĞi (cFd)
ile karşIlaşTIrIlmaSI
Mustafa GÜLEŞEN * , Rahmi ÜNAL ** ve Melih C. KUŞHAN*
* Eskişehir Osmangazi Üniversitesi, Mühendislik ve Mimarlık Fakültesi, Makine Mühendisliği Bölümü, 26030,
Eskişehir, mgulesen@ogu.edu.tr, mckushan@ogu.edu.tr
** Dumlupınar Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Makine Mühendisliği Bölümü, 43020, Kütahya,
runal@dpu.edu.tr,
özeT
Bu çalışmada nozul tasarımında önemli olan geometri ve gaz çıkış alanı değişkenleri değiştirilerek nozul veriminin
daha yüksek olabileceği en uygun tasarım CFD çözüm yöntemiyle bulunmaya çalışılmıştır. Bu amaçla 3 farklı yeni
tasarım yapılarak daha yüksek verimli nozul tespit edilmeye çalışılmıştır. CFD sonuçlarına göre en uygun tasarımın
Model 3 adlı tasarım olduğu anlaşılmıştır. Bu tasarım metal akış borusu ucunda en yüksek emme basıncını oluşturmakla
birlikte en yüksek hız değerlerine düşük basınçlarda dahi ulaşmaktadır. Ayrıca gaz tüketimi de bu tasarım için
en düşük değerdedir. Bütün bunlardan dolayı model 3 adlı tasarım mevcut nozul performansına göre daha yüksek
performansa sahiptir. Bu sonuçlar ile CFD çözümlerinin nozul tasarımında kullanılabileceği ortaya konmuştur. Böylece
daha düşük maliyet ve kısa sürede daha yüksek verimli nozul geometrisi geliştirmek mümkün olabilecektir.
anahtar kelimeler: Gaz atomizasyonu, Nozul tasarımı, CFD
comparISoN of dIFFereNT GeomeTrIcal GaS aTomIzaTIoN Nozzle
perFormaNceS By compuTaTIoNal FluId dyNamIcS (cFd)
ABCTRACT
This study is important in the design of the nozzle geometry and gas output may be higher than the yield of field
variables by changing the nozzle design the most appropriate method of CFD model with the best solution. For this
purpose, a new design made of 3 different nozzle tried to determine a more highly efficient. According to the results
of the CFD model 3’s design proved to be the most appropriate design. This design tip of the metal flow tube with
creating the highest suction pressure reaches the highest velocity values , even at low pressures. In addition, gas
consumption is also low for this design value. Because of this design available at Model 3 has higher performance
than the performance of the nozzle. These results suggest that the CFD solutions were used in the design of the
nozzle. Thus, lower cost and shorter time will be possible to develop highly efficient nozzle geometry.
keywords: Gas atomization, Nozzle design, CFD (computational fluid dynamics)
1.Giriş
Gaz atomizasyon yöntemi çok sayıda atomizasyon değişkenlerine sahiptir (sıvı metal debisi, gaz debisi, gaz basıncı
ve nozul geometrisi). Bu değişkenlerden en önemlisi nozul geometrisidir [1]. Nozul en basit kelime anlamıyla
simetri ekseni boyunca hareket eden akışkanın hızını artırırken basıncını düşüren geometrik yapıya verilen isimdir.
Gaz atomizasyonunda kullanılan nozullar farklı geometrilere sahiptirler. Genel olarak kullanılan nozullar, sonik
(daralan) veya süpersonik (daralan-genişleyen) geometriye sahiptirler. Atomizasyon işleminde nozul, gazın kinetik
enerjisini sıvı metale aktarır. Yapılan çalışmalar sonucu elde edilen bilgilere göre süpersonik geometrili nozullar,
278

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
sonik geometrili nozullara göre daha iyi gaz genleşme davranışı gösterirler. Böylelikle süpersonik nozullarda daha
ince boyutta toz üretimi gerçekleştirilir. Yüksek verimli nozullar mümkün olduğu kadar düşük atomizasyon basınçlarında
daha küçük çapta toz üretimine imkan sağlarlar. Yakından eşlemeli sistem ile toz üretimi fiziksel olarak
oldukça karmaşık bir işlemdir. Yakından eşlemeli sistemlerde gaz dolaşım bölgesi ve bu bölgenin atomizasyona
olan etkisinin araştırma konusu olmuştur. Gaz akış dinamiği konularında yapılan araştırmalar sonucu daha ince toz
boyut dağılımına sahip tozlar üretilmiş ve atomizasyon işleminin verimi artırılmıştır [2-7]
Akışın olduğu mühendislik sistemlerinin tasarımı ve analizinde iki temel yaklaşım vardır: deney yapma ve hesaplama.
Günümüz araştırmacılar hem deneysel analizi hem de CFD (hesaplamalı akışkanlar dinamiği) analizini
uygularlar ve bu ikisi bir birini tamamlar. Hesaplamalı akışkanlar dinamiği (CFD) ile laminer akışlar kolayca çözümlenebilirken,
uygulamadaki türbülanslı akışları türbülans modellerini kullanmaksızın çözmek imkansızdır. Ne yazık
ki genel bir türbülans modeli yoktur ve bir türbülanslı CFD çözümü, sadece türbülans modelinin uygunluğu kadar
iyidir. Bu sınırlamaya rağmen, standart türbülans modelleri uygulamadaki çoğu mühendislik problemlerinde makul
çözümler verir. Sayısal ve deneysel olarak bulunan genel büyüklüklerin karşılaştırılması yoluyla CFD çözümlerini
doğrulamak için çoğunlukla deneysel veriler kullanılır. CFD, daha sonra, dikkatlice kontrol edilen parametrik incelemeler
yoluyla, gerekli deneysel test sayısını düşürerek tasarım sürecini kısaltmak için kullanılır [8].
Gaz atomizasyon işleminde nozul akış bölgesinde atomizasyon gazının sıcaklığı, hızı ve basıncı ergiyik metalin
akışı üzerine aktarılması, kinetik enerjiyi ve soğutma etkisini belirler ve dolayısıyla üretimi önemli ölçüde etkilediği
gibi başlangıç boyutu, şekli, damlacığın uçuş yönü ve radyal dağılımı etkiler. Nozula yakın bölgede gaz akış analizi,
sayısal simülasyon/modelleme hesaplamalı akışkanlar dinamiği (CFD) kodları yardımıyla yapılabilir. Bu kodlar
genellikle sıkıştırılamaz ve/veya sıkıştırılabilir akışları çözer ve türbülans modelleri kullanılır. Nozula yakın bölgede
atomize gazın akış ve hız bölgelerinin modellenmesi atomizasyon parametrelerinin optimizasyonu için temel kurallar
sağlar. Bu durumda modelleme sonuçları farklı atomizasyon işlemlerinin modellenmesinde başlangıç koşulları
sağlar [9].
Bu çalışmada Aydın ve Ünal’ın [ 1,10-11] yaptıkları çalışmalar farklı geometrilere sahip atomizasyon işlemlerinin
modellenmesinde başlangıç koşullarını sağlamıştır. CFD modelin deneysel verilere yaklaşımı en iyi olacak şekilde
model üzerinde çeşitli parametrelerin etkileri incelenmiştir. Nozul tasarımında önemli olan geometri ve gaz çıkış
alanı değişkenleri değiştirilerek nozul veriminin daha yüksek olabileceği en uygun tasarım bulunmaya çalışılmıştır.
Yeni tasarımlar yapılarak daha yüksek verimli nozul elde edilmeye çalışılmıştır.
2. FizikSel modeliN TaNImI
Model geometrilerinin oluşturulmasından önce DPU Makine Mühendisliği laboratuarındaki gaz atomizasyon ünitesinde
kullanılan mevcut nozulun geometrisi şekil 1’de gösterilmiştir. Burada � nozul açısı, A çıkıntı mesafesi ve
R boğaz açıklığı olarak tanımlanmıştır. Nozul yüksek basınçlı tüpe bağlı orta bir giriş ile tek bir manifoldu vardır.
Atomizasyon gazı olarak azot kullanılmıştır. Nozul 0.2 mm boğaz açıklığı, 5 mm çıkıntı mesafesine ve 26 0 lik nozul
açısına sahiptir. Oluşturulan geometrilerde, boğaz açıklığı, çıkıntı mesafesi ve nozul açısı değerleri değiştirilerek 3
farklı nozul geometrisi oluşturulmuştur (Şekil 2).
şekil 1. Nozulun şematik gösterimi.
279

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şekil 2. Farklı geometrilere sahip nozullar.
Mevcut nozul geometrisine göre Model 1’de nozul açısı (α) 260 sabit tutulmuş, boğaz açıklığı (R) 0.3 mm çıkarılmış
ve çıkıntı mesafesi (A) 6 mm olarak arttırıldığı görülmektedir. Model 2’de boğaz kısmanda gazın kat edeceği mesafe
arttırılmış boğaz açıklığı 0.2 mm, nozul açısı 160 ve çıkıntı mesafesi mevcut nozuldaki gibi 5 mm alınmıştır. Model
3’te daralan-genişleyen kısımların açıları mevcut nozulla aynıdır. Fakat daralan kısımda gazın kat edeceği mesafe
arttırılmış boğaz açıklığı 0,2 mm ve çıkıntı mesafesi 6.84 mm’ye çıkarılmıştır.
Atomizasyon gaz akış modeli oluştururken aşağıdaki kabuller alınmıştır.
• Gaz akışı sürekli bir rejimdir.
• Atomizasyon nozul sisteminin simetrik şekle sahip olduğu için hesaplama iki boyutlu eksenel simetrik olarak
çözülmüştür.
• Gaz akışı izentropik sıkıştırılabilir ve ideal gaz yasası kanunu kabul edilmiştir.
• Gaz akışı türbülanslı akış ve akış katmanları arasında momentum ve enerji transferi vardır.
• Yerçekimi ihmal edilmiştir.
3. SAYISAL MODELLEME VE HESAPLAMA METODU
3.1 Temel denklemler
Atomizasyon sistemin sadece gaz akışını simüle edilmesi ile atomizasyon gaz basıncının etkileri üzerine modelleme
çalışması, CFD yazılımının paket programı FLUENT 6.3 kullanılarak yerine getirilmiştir. FLUENT 6.3 programı
seçilen denklemlerin çözümünde sonlu hacim yaklaşımını kullanır. CFD gibi böyle nümerik modelleme teknikleri
akış ve ısı transferi problemlerini simule etmek için güçlü bir araçtır. Kütlenin korunumu veya süreklilik denklemi,
momentumun korunumu veya Navier–Stokes transport denklemi ve enerjinin korunumu denklemi nümerik olarak
çözülebilir. İki boyutlu eksenel simetrik geometriler için süreklilik denklemi; [12]
Burada ρ gaz yoğunluğu, x eksenel koordinat, r radyal koordinat, v x eksenel hız, and v r radyal hızdır. Sm kaynak
terimi ise ayrılmış ikinci fazdan (sıvı damlacıklarının buharlaşması nedeniyle gibi) sürekli faza ilave edilen kütle
ve herhangi bir kullanıcı tarafından tanımlanmış kaynaktır. Denklem (1) sıkıştırılabilir ve sıkıştırılamaz akışlar için
kullanılan kütlenin korunumu denkleminin genel formudur. İki boyutlu eksenel simetrik geometriler için eksenel ve
radyal momentum korunum denklemleri aşağıda verilmiştir.
280
(1)
(2)

ve
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Burada; (4)
Burada p statik basınç, gerilim tensöü, v z swirl hızı, ve sırasıyla yerçekimi kuvveti ve dış kuvvettir (ayrık
faz ile etkileşimden yükselme gibi).
Reynolds stress model (RSM) göre türbülans kinetik enerji ve türbülans yitim hızı denklemleri aşağıda verilmiştir.
ve
Burada; = 0:82, = 1, = 1:44, = 1:92, Yerçekimi vektörle alakalı lokal akış yönünün bir
fonksiyonu olarak ölçülmüş değerler ve and kaynak terimlerdir.
Sıkıştırılabilirlik etkilerine yüksek hızlardaki gaz akışlarında ve/veya büyük basınç değişimlerinde karşılaşılır. Akış
hızı gazın ses hızına yaklaştığı ya da aştığı zaman veya sistemde basınç değişimi (Δp=p) büyük olduğu zaman
basınçla gaz yoğunluğunun değişimi akış hızı basıncı ve sıcaklığı üzerinde önemli bir etkiye sahiptir. Sıkıştırılabilir
akışlar için, ideal gaz kanunu aşağıdaki formda yazılır;
Burada p op işletme basıncı (operating conditions panelinde tanımlanır), p işletme basıncına göre bağıl lokal statik
basınç, R üniversal gaz sabiti, ve M w moleküler ağırlıktır. Sıcaklık T enerjinin korunum denkleminden hesaplanabilecektir.
3.2 ağ yapısını oluşturma
Nozul iki boyutlu ve eksenel simetri olmak üzere GAMBIT 2.4.6 programında çizilmiş ve ağ yapısı (meshleme)
oluşturulmuştur (Şekil 3). İki boyutlu eksenel simetrik geometrili çözüm, iki boyutlu ve üç boyutlu geometrilere göre
hassasiyet açısından bakıldığında daha avantajlıdır. Çünkü grid sayısının azlığı zaman tasarrufu sağlayacağı gibi,
alan başına düşen grid miktarı diğerlerine göre oldukça yüksektir.
Şekil 4’te nozulun yakınsak-ıraksak bölgesinin grid yapısı ve hesaplanan alan gösterilmiştir. Nozulun en dar bölgesi
(boğaz) 0.2 mm. Akışı daha iyi analiz edebilmek için nozul bölgesi ince meshlenmiştir. Bu çalışmada incelenen tüm
durumlar için, üçgen ağ yapısı tercih edilmiştir. Oluşturulan ağ yapısı akış özelliklerini ve akış tahminleri, sıkıştırılabilir
akış teorileri ve literatürle tutarlı bir şekilde yakalamak mümkündür [13].
281
(3)
(5)
(6)
(7)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şekil 3. Mesh yapısı ve sınır şartları.
şekil 4. Kritik bölgelerdeki ve cidarlardaki mesh yapıları.
3.3 Sınır şartları
CFD simülasyonları basınca dayalı, kararlı durum ayrılmış tam çözücü kullanılarak yapıldı. Akış türbülanslı, viskoz
model olarak Reynolds stres model (RSM) kullanılarak simülasyon yapıldı. Model sabitleri default değerler uygulandı.
Programın çözücü tipi seçiminde seçilenler ise “pressure based”, “implicit” yaklaşım, standart duvar fonksiyonu
ve “steady” (kararlı) çözümdür. Akışkan olarak azot gazı, yoğunluk için ideal gaz kanunu ile sıkıştırabilir gaz gibi
modellendi ve NIST verilerine göre gaz sabitleri Tablo 1 de verilmiştir[14]. NIST verilerine göre azot gazının sıkıştırabilirlik
faktörü 11 Atmosfer basıncında ve 300 K sıcaklıkta 0,998 dir. Bu durumda ideal gaz kanunu bu simülasyon
kullanmak makuldür. Sınır şartları şekil 3’te gösterilmiştir. Atomizasyon basıncı 0.8, 1.0, 1.3 ve 1.7 MPa değerler
CFD modelleme esnasında gaz giriş basıncı olarak kullanıldı. Gaz girişindeki sıcaklık 300 K alındı. Gaz çıkışını
CFD modelde basınç çıkışı olarak belirtildi ve atmosfer basınç değeri alındı. Tüm duvar sıcaklıkları 300 K alındı.
Sutherland vizkosite kanunu ideal gazların kinetik kuramı ve idealize edilmiş bir moleküller arası kuvvet potansiyeline
dayanmaktadır. Bu formül iki veya üç katmanlıdır. Bu çalışmada üç katmanlı Sutherland kanunu kullanılmıştır.
Üç katmanlı Sutherland kanunu;
Burada µ viskozite (kg/ms), T statik sıcaklık (K), µ 0 bir referans değer (kg/ms), T 0 bir referans sıcaklık (K), ve S
ise gazın karakteristiği olan Sutherland sabiti olarak isimlendirilen bir efektif sıcaklık (K). Sıcaklık ve basıncın orta
değerlerinde hava için, µ 0 = 1.7894x0 -5 kg/ms, T 0 = 273.11 K, and S = 106.67 K [15].
282
(8)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Tablo 1 Sayısal simülasyon için azot gazının özellikleri
Fiziksel Özellikler Değer
Yoğunluk (kg/m 3 ) 1.138
C (J/(kg.K)) 1040.67
Termal iletkenlik (W/(m.K)) 0.0242
Referans viskosite (kg/(m.s))
1.663 10-5 Referans sıcaklık (K) 273.11
Efektif sıcaklık (K) 106.67
Moleküler ağırlığı (kg/(kg.mol)) 28.0134
Standart hal entropisi (J/(kg.mol.K)) 191494.8
3.4 Çözüm metodu
Çözüme başlama aşamasında programın kullanıcı kitabından oldukça yararlanılmıştır. Yüksek basınçlı çalışmalarda
çözüme başlamada önerilen yolların kullanılması önem arz etmektedir. Aksi takdirde çözüme ulaşılamamaktadır.
Bunun için özellikle 200 iterasyonda kararlı bir yakınsama sağlanması için enerji denklemleri seçilmemiştir. Başlangıç
değeri için hız değeri programın hesapladığı değerden daha düşük girilmiştir. Ayrıca rahatlatma faktörleride
(under-relaxation factor) basınç için 0.4, momentum için 0.3, yoğunluk için 0.3, enerji için 0.9 seçilmiştir ve diğerleri
default değerleri olarak aynı kalmıştır. Yakınsama da kararlı bir görüntü sağlandıktan sonra (200 iterasyon sonra)
enerji denklemi açılmıştır. Çözüm için 1.dereceden denklemler (first order upwind) seçilmiştir. RSM ayrıklaştırma
çözümünde 2. dereceden denklemler (second order upwind) altında simülasyonun yakınsaması oldukça zordur[14].
Yakınsama kriteri olarak ise enerji denkleminin 10 -6 hata oranı esas alınmıştır. Ayrıca giriş ve çıkış arasındaki kütlesel
debiler arasındaki farkında 10 -6 oranında bir farka ulaşması yakınsama kriteri olarak göz önüne alınmıştır.
4. BulGular ve deĞerleNdirme
Bu çalışmada simülasyonun doğruluğu Ünal’ın deneysel verilerinden yararlanılmıştır [1,17-18]. Aydın ve Ünal yaptıkları
çalışmada sayısal çözümlemeleri ile deneysel verilere bakıldığında nozul gaz basınçları arasındaki fark tüm
basınçlarda aynı olduğu, deneysel verilerde nozul uç basıncı daha az olmakla birlikte, Realizable model sonuçları
ile arasındaki fark %11-15 arasında değiştiğini tespit etmişlerdir [11]. Reynolds stres model ile deneysel verileri kıyaslandığında
%3-11 arasında değişirken, %11 farkı sadece 1.0 MPa basınç altında elde edilmiştir. 1.3, 1.7, 2.2 ve
2.7 MPa basınçlarda deneysel verilere yakınlığı %3-5 arasındadır (Şekil 6). Bu sonuca göre Reynolds stres model
deneysel verilere en yakın sonucu vermiştir. Elde edilen bu sonuca göre tasarlanan modeller de Reynolds stres
modele (RSM) göre çözüm yapılmıştır. Çözüm sonuçları Tablo 2’de verilmiştir.
şekil 5. Nozul uç basıncının CFD ve deneysel veriler ile karşılaştırılması[11].
283

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Atomizasyon basıncına göre metal akış borusu uç basınç değerlerinin karşılaştırılması Şekil 6’da verilmiştir. Model
3 adlı nozulun diğerlerine göre belirgin bir şekilde daha yüksek negatif basınç oluşturduğu görülmektedir. Bu basınç
sıvı metalin nozula çekilmesini sağlayarak atomizasyon işleminin yerçekimi etkisiyle yapılabileceğini göstermektedir.
Eğer uç basınç pozitif olursa sıvı metalin yerçekimi etkisiyle akışı mümkün olmadığından ergitme odasının
kapalı olarak yapılması ve üst basınç uygulamak gerekecektir. Gaz basıncına göre gaz debisinin değişimi Şekil 7’de
verilmiştir. Bu değerlerin incelenmesi sonucu model 2 ve model 3 adlı tasarımların debi açısından da en uygun tasarımlar
olduğu görülmektedir. Gaz debisinin daha az olması gaz tüketimini azaltacağından dolayı diğerlerine göre
daha verimli bir nozul tasarımı olduğu söylenebilir.
Nozul
Mevcut
Nozul [9]
Model 1
Model 2
Model 3
Nozul
Açısı
Boğaz
açıklığı
(mm)
Boğaz
Alanı
(mm 2 )
Tablo 2. Nozulların CFD çözüm değerleri
Çıkıntı
Mesafesi
(mm)
26 0,2 8,5 5
26 0,3 12,7 6
16 0,2 11 5
26 0,2 11 6,84
Çalışma
Basıncı (bar)
284
Gaz Hızı
(m/s)
Mach
Sayısı
Gaz Debisi
(kg/dak)
Uç Basıncı
(mbar)
8 597 2,61 1,06 1002
10 613 2,77 1,72 1023
13 622 2,88 2,24 1070
17 626 2,94 2,95 1166
8 580 2,51 1,74 965
10 592 2,58 2,14 1007
13 608 2,69 2,84 1086
17 624 2,81 3,54 1176
8 590 2,57 1,13 1009
10 605 2,72 1,42 1027
13 629 2,96 1,84 1061
17 647 3,21 2,46 1144
8 594 2,84 1,08 956
10 623 2,88 1,61 971
13 636 3,05 1,94 974
17 646 3,23 2,64 1023
şekil 6. Atomizasyon basıncına göre nozulların uç basınç değişimi.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şekil 7. Atomizasyon basıncına göre nozulların gaz debisi değişimi.
Gaz basıncına göre Mach sayısının değişimi Şekil 8’de verilmiştir. Mach sayısının en yüksek olduğu tasarım Model
3 adlı tasarımdır. Bu tasarımda Mach sayısının düşük basınçlarda dahi daha yüksek olduğu görülmektedir. Mach
sayısının yüksek olması bu tasarımda gazın daha iyi hızlandığını ve dolayısıyla daha yüksek bir kinetik enerjiye
sahip olduğu anlamına gelmektedir. Bu da daha yüksek verimli bir atomizasyon işleminin gerçekleşmesini sağlayacaktır.
Sonuçta düşük basınçlarda daha küçük toz üretmek mümkün olabilecektir.
şekil 8. Atomizasyon basıncına göre nozulların Mach sayısı değişimi.
Gaz basıncına göre gaz hızının değişimi Şekil 9’da verilmiştir. Burada da model 3 adlı tasarım bazı basınçlarda en
yüksek gaz hızına sahip olmakla birlikte diğer tasarımlar ile arasındaki fark çok belirgin değildir. Ancak basınca göre
değişimi daha azdır. Model 3 adlı tasraımda 1.3 MPa basınçta dahi 636 m/s gibi yüksek hıza ulaşması tasarımın
diğerlerine göre üstünlüğünü göstermektedir. Atomizasyon basıncına göre Mach/gaz debisi oranının değişimi Şekil
10’da verilmiştir. Model 2 ve Model 3 diğer tasarımlara göre daha üstün gözükmektedir. Düşük gaz debisinde yüksek
hızın elde edilmesi nozulun verimini arttıracaktır.
285

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şekil 9. Atomizasyon basıncına göre nozulların hız değişimi.
şekil 10. Atomizasyon basıncına göre nozulların “Mach sayısı/gaz debisi” oranının değişimi.
Daha az gaz debisi ile yüksek hızın elde edilmesi tüketimin az olmasına karşın kinetik enerjinin yüksek olması anlamına
gelmektedir. Buda daha küçük tozun üretilebilmesine imkan verir. Bütün karşılaştırmalar dikkate alındığında
en iyi tasarımın Model 3 adlı tasarımı olduğu görülmektedir. Mevcut nozul 1.0 MPa basınçta 613 m/s hız, 2,77 Mach
sayısı, 1,72 kg/dak debi ve 1023 mbar uç basınç değerlerine sahip iken model 3 adlı tasarım 1.0 MPa basınçta 623
m/s hız, 2,88 Mach sayısı, 1,61 kg/dak debi ve 971 mbar uç basınç değerine sahiptir.
5. SONUÇLAR
Bu çalışmada farklı geometrilere sahip nozulların performansları CFD yöntemi ile incelenerek en uygun tasarımın
bulunması hedeflenmiştir. Bu amaçla 3 farklı geometri karşılaştırılarak en uygun tasarım belirlenmiştir. CFD sonuçlarına
göre en uygun tasarımın Model 3 adlı tasarım olduğu anlaşılmıştır. Bu tasarım metal akış borusu ucunda
en yüksek emme basıncını oluşturmakla birlikte en yüksek hız değerlerine düşük basınçlarda dahi ulaşmaktadır.
Ayrıca gaz tüketimi de bu tasarım için en düşük değerdedir. Bütün bunlardan dolayı model 3 adlı tasarım mevcut
nozul performansına göre daha yüksek performansa sahiptir. Bu sonuçlar ile CFD çözümlerinin nozul tasarımında
kullanılabileceği ortaya konmuştur. Böylece daha düşük maliyet ve kısa sürede daha yüksek verimli nozul geometrisi
geliştirmek mümkün olabilecektir.
286

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
kayNaklar
1. Unal R. “Improvements to close coupled gas atomization nozzle for fine powder production” powder metallurgy,
50(1): 66-71, 2007.
2. LE T., and Henein, H., , “Effect of nozzle geometry and position on gas atomization”, The international journal
of powder metallurgy, Volume 32, No 4, 353-363, 1996.
3. http://www.cstl.nist.gov/div836/836.01/PDFs/1998/EPMA_US.pdf
4. Ting J, Peretti M W, Eisen W B. “The effect of wake-closure phenomenon on gas atomization performance”,
mater Sci eng a, 326(1): 110�121 2002.
5. Mates, S. P., and Settles, G. S., “A flow visualization study of the gas dynamics of liquid metal atomization nozzles,”
proceedings of the 1995 International conference on powder metallurgy and particulate materials,
Seattle, May 14-17, 1995.
6. Ting J, Anderson IE, “A computational fluid dynamics (CFD) investigation of the wake closure phenomenon”,
materials Science and engineering a, 379: 264-276, 2004.
7. Strauss, J.T., “Hotter gas atomization increases atomization efficiency”, metal powder report, Volume 54,
Issue 11, 24-28, 1999.
8. Çengel Y A., Cimbala J M., “Akışkanlar Mekaniği Temelleri ve Uygulamaları”, Birinci baskıdan çeviri, 2008.
9. Liu H., “Science and engineering of droplets Fundamentals and applications”, Noyes publications, New Jersey,
USA, 2000.
10. Ünal, R., “Investigation of the Metal Powder Production Efficiency of a New Convergent-Divergent Nozzle in
Close-Coupled Gas Atomisation”, Powder Metallurgy, Vol.50, No.4,p.302-306, 2007.
11. Aydın O., Unal R., “Experimental and numerical modeling of the gas atomization nozzle for gas flow behavior”,
computers and Fluids, 42, 37-43, 2011.
12. Fluent 6.1 User’s Guide, Fluent Inc., Centerra Resource Park, 10 Cavendish Court, Lebanon, NH 03766, USA,
2003.
13. White F.M., Fluid Mechanics, McGraw-Hill Book Co. 2nd Ed., 1988.
14. NIST Reference Fluid Thermodynamic and Transport Properties Database (REFPROP) version 7.0, National
Institute of Standards and Technology, Boulder, CO 80305-3328, USA.
15. Fluent Inc., GAMBIT User’s Guide, Fluent Inc., Lebanon, 2002.
16. Gimbun, J., at all, “The influence of temperature and inlet velocity on cyclone pressure drop; a CFD study”
chemical engineering and processing 44 7 – 12, 2005.
17. Aksoy A, Ünal R. “Effects of gas pressure and protrusion length of melt delivery tube on powder size and
powder morphology of nitrogen gas atomized tin powders” powder metall, 49(4): 349�354, 2006.
18. Unal R. “The influence of the pressure formation at the tip of the melt delivery tube on tin powder size and gas/
melt ratio in gas atomization method” journal of materials processing Technology, 180: 291-295, 2006.
19. Güleşen M., Ünal R., Aydın Ö., “Gaz atomizasyonu nozulunun hesaplamalı akışkanlar dinamiği (CFD) ile nümerik
modellenmesi”, 6th International powder metallurgy conference, 2011
287

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
heSaplamalI akIşkaNlar diNamiĞi (cFd) yöNTemi ile
Gaz aTomizaSyoN Nozul GeomeTriSiNiN iyileşTirilmeSi
özer aydın and rahmi ünal
Dumlupinar University, Engineering Faculty, Mechanical Eng. Dept.,
43100 Kutahya-Turkey ozaydin@dpu.edu.tr, runal@dpu.edu.tr
özeT
Çalışma kapsamında Fluent programı kullanılarak CFD yaklaşımı ile metal tozu üretiminde kullanılan
gaz atomizasyon nozulunun teorik modellemesi yapılmıştır. Öncelikle, TÜBİTAK 105M033 nolu projede
geliştirilen ve toz üretiminde kullanılan nozulun deneysel verileri ile modellemenin doğruluğu tespit edilmeye
çalışılmıştır. Deneysel verilerde nozul uç basıncı daha az olmakla birlikte CFD sonuçları ile arasındaki
fark %11-15 arasında değişmektedir. CFD ile modellenen nozulda elde edilen veriler ile deneysel
verilerin karşılaştırılması sonucunda CFD yaklaşımının nozul tasarımı iyileştirilmesinde kullanılabileceği
ortaya konmuştur. Daha sonra nozul tasarımında önemli olan geometri ve gaz çıkış alanı değişkenleri
değiştirilerek nozul veriminin daha yüksek olabileceği en uygun tasarım bulunmaya çalışılmıştır.
keywords: Gaz atomizasyonu, nozul tasarımı, CFD
ABSTRACT
In this study, gas atomisation nozzle for metal powder production was modelled with a CFD approach
by using Fluent programm. First of all, the powder production data of the nozzle designed and used for
metal powder production in the project of TUBİTAK with the number of 105M033 was compared with
the CFD modelling data to confirm the theoretical modell. CFD modell was improved by changing the
modelling parameters. The difference between the experimental data and the CFD modell data for the
nozzle melt tip base pressure varies about 11-15%. With comparison of the experimental data and the
theoretical data obtained from the CFD study of the nozzle it was concluded that this CFD modell can be
used for the design of the nozzle. Then, the geometry and the nozzle throat gap were changed and the
effect of these parameters were determined to find out the best efficient nozzle design parameters.
key Words: Gas Atomization, Nozzle Design, CFD.
1. Giriş
Metal tozu üretimi için farklı yöntemler kullanılmaktadır. Bu yöntemlerden en geniş ve ticari olarak kullanıma
sahip olanı atomizasyon yöntemidir. Atomizasyon ile üretilmiş tozlar diğer üretim yöntemleri (mekanik
yöntemler, elektroliz, kimyasal yöntemler) ile elde edilemeyecek özelliklere ve avantajlara sahiptir.
Atomizasyon, sıvı metal demetinin basınçlı akışkanlar ile veya mekanik olarak parçalanmasıyla oluşan
damlacıkların katılaşma davranışı göstererek metal tozu haline gelmesidir. Basınçlı akışkan olarak gazın
kullanıldığı atomizasyon türüne gaz atomizasyonu, suyun kullanıldığı atomizasyon türüne su atomizasyonu
denir. Gaz atomizasyonu sistemleri genel olarak serbest düşmeli ve yakından eşlemeli olmak
üzere ikiye ayrılır. Yakından eşlemeli atomizasyon sistemleri daha iyi kinetik enerji transferi sağladığı
için serbest düşme yönteminden daha üstündür [1-3]. Yakından eşlemeli sistemlerde daha ince boyutlarda
ve daha dar dağılıma sahip tozlar üretmek mümkündür.
288

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Gaz atomizasyon yöntemi çok sayıda atomizasyon değişkenlerine sahiptir (sıvı metal debisi, gaz debisi,
gaz basıncı ve nozul geometrisi). Bu değişkenlerden en önemlisi nozul geometrisidir. Nozul en basit
kelime anlamıyla simetri ekseni boyunca hareket eden akışkanın hızını artırırken basıncını düşüren
geometrik yapıya verilen isimdir. Gaz atomizasyonunda kullanılan nozullar farklı geometrilere sahiptirler.
Genel olarak kullanılan nozullar, sonik (daralan) veya süpersonik (daralan-genişleyen) geometriye
sahiptirler. Atomizasyon işleminde nozul, gazın kinetik enerjisini sıvı metale aktarır. Gazın hızı, basıncı,
sıcaklığı ve yoğunluğu gibi özellikleri nozulun yapısına, tasarımına ve verimliliğine bağlıdır. Yapılan çalışmalar
sonucu elde edilen bilgilere göre süpersonik geometrili nozullar, sonik geometrili nozullara göre
daha iyi gaz genleşme davranışı gösterirler [4-7]. Böylelikle süpersonik nozullarda daha ince boyutta toz
üretimi gerçekleştirilir. Yüksek verimli nozullar mümkün olduğu kadar düşük atomizasyon basınçlarında
daha küçük çapta toz üretimine imkan sağlarlar. Yakından eşlemeli sistem ile toz üretimi fiziksel olarak
oldukça karmaşık bir işlemdir. Parçalanma mekanizmasının karmaşıklığından dolayı bu işlem bugüne
kadar tam olarak anlaşılmış değildir. Bu nedenle, toz üretim kabiliyetinin geliştirilmiş nozul tasarımı ile
iyileştirilme konusunda büyük bir potansiyel vardır ve günümüzde çalışmalar bu yönde devam etmektedir
[8-11].
Bu çalışma kapsamında Fluent programı kullanılarak CFD yaklaşımı ile nozulun teorik modellemesi
yapılmıştır. Öncelikle daha önce bölümümüz laboratuarında gerçekleştirilen toz üretim çalışmalarında
kullanılan nozulun deneysel verileri ile modellemenin doğruluğu tespit edilmeye çalışılmıştır. CFD modelinin
deneysel verilere yaklaşımı en iyi olacak şekilde model üzerinde çeşitli parametrelerin etkileri
incelenmiştir. Daha sonra nozul tasarımında önemli olan geometri ve gaz çıkış alanı değişkenleri değiştirilerek
nozul veriminin daha yüksek olabileceği en uygun tasarım bulunmaya çalışılmıştır.
2. yöNTem
2.1. deneysel çalışma
Atomizasyon işleminin kararlı bir şekilde gerçekleşebilmesi için nozul içerisine yerleştirilen sıvı metal
akış borusu uç noktasında meydana gelen basınç önemlidir ve bu basıncın bilinmesi gerekir. Sıvı metalin
atomizasyonu sırasında bu basıncın ölçümü mümkün olmadığından dolayı genellikle sadece atomizasyon
gazı verilerek uç basınç ölçümleri yapılır. Bu amaçla kurulmuş düzenek şekil 1’de gösterilmiştir.
şekil 1. Süpersonik geometrili nozulun şematik gösterimi ve metal akış borusu uç basıncının ölçüm
sistemi.
Burada metal akış borusunun üst tarafına yerleştirilen bir basınç algılayıcısından (pressure transmitter)
alınan sinyaller sinyal alıcı tarafından “mbar” değerine çevrilerek okunmaktadır. Farklı atomizasyon basınçlarında
ölçülen değerler kaydedilerek uç basınç grafikleri çizilmiştir.
Gaz atomizasyonu işleminde ekonomiklilik önemli bir parametredir. Bu parametre üretilen toz için tüketilen
gazın debisini ifade eder. Yapılan deneylerde süpersonik nozul için farklı atomizasyon basınçlarındaki
gaz debisi değerleri ölçülmüştür. Ölçümler SIEMENS marka Sıtrans F C Massflo Mass 2100 tipi
kütlesel debi ölçüm cihazı ile gerçekleştirilmiştir.
289

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2.2. model Geometrisinin oluşturulması
Nozulun modellenmesi sayısal akışkanlar dinamiği alanında (Computational Fluid Dynamics - CFD) bir
paket program olan FLUENT 6.3.26 ile yapılmıştır [FLUENT INC., 2003]. Nozul iki boyutlu ve eksenel
simetrik olmak üzere GAMBIT 2.4.6 programında çizilmiştir. Model geometrisinin oluşturulmasında daha
önce toz üretiminde kullanılan nozul ölçüleri esas alınmıştır. Öncelikle iki boyutlu, iki boyutlu eksenel
simetrik ve üç boyutlu geometriler (yarım ve çeyrek geometrilerde dahil) oluşturulmuştur. İki boyutlu
eksenel simetrik geometri çözüm hassasiyeti açısından bakıldığında diğerlerine göre daha avantajlıdır.
Çünkü diğer geometrilere göre grid sayısının azlığı zaman tasarrufu sağlayacaktır. Ayrıca diğer geometrilere
göre alan başına düşen daha fazla grid sayısına ulaşılmasına olanak sağlamaktadır. Böylece
çözümün grid sayısından bağımsız olduğu optimum grid sayısının tespit edilmesi bu geometrik yapı ile
daha uygun tespit edilmiş olacaktır. Şekil 2’de iki boyutlu eksenel simetrik geometri ve sınır bölgeleri
gösterilmiştir.
şekil 2. CFD Model geometrisi ve sınır bölgeleri.
2.2.1. model Geometrisinde ağ yapısının oluşturulması (meshleme)
Model geometrisinde sayısal çözüme olanak veren ağ yapısının oluşturulması (meshleme) aşamasında
farklı mesh sayıları oluşturulmuştur. Burada amaç optimum mesh sayısını tespit etmektir. Yani sayısal
çözümün belli bir mesh sayısından sonra değişmeyeceği ispatlanmalıdır. Bu amaçla farklı mesh yapıları
oluşturulmuştur. Farklı mesh yapıları ile yapılan çözümlerde nozul uç basıncının deneysel değerlere
olan yakınlığına bakılmıştır. Geometride mesh yapılırken dikkat edilecek diğer bir hususta geometrinin
en dar bölgesi olan nozul bölgesinin meshlenmesidir. Bu alanda yapılacak yetersiz meshleme çözümün
hassasiyetini çok etkileyecektir. Ayrıca yine çözümün hassasiyetini etkileyecek diğer bir noktada cidarların
meshlenmesidir. Bu nedenle cidarlara yakın bölgeler daha sık meshlenmelidir. Sık meshlenmesi
iyi olacak diğer bir bölge ise akışın olduğu bölgedir. Gelişme raporunda da belirtildiği gibi 344196 mesh
sayılı bir çözümün deneysel sonuçlara yakın olduğu belirtilmiştir. Fakat bu mesh sayısında yüksek basınçlarda
(17, 22 ve 27 bar) elde edilen çözümler deneysel değerlerle örtüşmemektedir. Bu nedenle 2
090 381 mesh sayısına kadar çıkılmıştır (Şekil 3). Ayrıca nozul cidarları ve burun bölgesi cidarları daha
da sık meshlenmiştir (Şekil 4).
şekil 3. Mesh yapısı ve sınır şartları.
290

2.2.2. Sayısal Çözüm
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şekil 4. Kritik bölgelerdeki ve cidarlardaki mesh yapıları
Sınır şartları : Giriş bölgesi “pressure inlet” sınır şartı olarak tanımlanmıştır. Buradan azot gazı girmektedir.
Deneysel verilerle kıyaslanmak üzere deneylerdeki farklı giriş basınç değerleri için (10, 13, 17, 22
ve 27 bar) model çalışmalarının da aynı basınç değerleri ile yapılması gerekecektir. Bu yüzden FLUENT
programında giriş şartı olarak bu basınç değerleri tanımlanmıştır. Önce 10 bar basınç değerinde çalışmaya
başlanılmıştır. Gaz girişi için “Pressure inlet” sınır şartı seçilerek “gauge total pressure” 10 bar (10 6
Pa), “turbulent viscosity ratio” ve “intensity” 10 olarak tanımlanmıştır. Çıkış için “pressure outlet” sınır
şartı seçilmiştir. Değer olarak bu bölgeler atmosfere açıldığı için atmosfer basıncı (101.325 Pa) girilmiştir.
Çıkış için diğer değerler programdaki default değerler kullanılmıştır. Orta eksen çizgisi “eksen” olarak
tanımlanmıştır. Bu üç sınır bölgesi dışındaki tüm bölgeler cidar olarak tanımlanmıştır. Bu bölgeler için
FLUENT programında sıcaklık şartı olarak 300 K alınmıştır.
Seçilen modeller: Şeçilen tüm modellerde çalışmamıza yakın uluslararası makalelerdeki seçilen modeller
göz önünde bulundurulmuştur. Bu aşamada programın kullanım kitaplarından problemimizle ilgili
örnekler ve seçilen modeller incelenmiştir. Bu incelemelerin ışığında problemimize uygun modellerin seçilmesine
özen gösterilerek aşağıda belirtilen modeller seçilmiştir. Oluşturulan geometri için programda
2D eksenel simetrik çözüm (2D Axisymmetric) seçilmelidir. Programın çözücü tipi seçiminde seçilenler
ise “pressure based”, “implicit” yaklaşım ve “steady” (kararlı) çözümdür. Akışkan olarak azot gazı seçilmiş
ve ideal gaz olarak tanımlanmıştır. Viskozite panelinde ise “sutherland law” tanımlanmıştır. Ayrıca
akış modelleri içinde programın içindeki mevcut akış modellerinden “k epsilon” modeli seçilmiştir.
Çözüme Başlama: Bu aşamada programın kullanıcı kitabından oldukça yararlanılmıştır. Yüksek basınçlı
çalışmalarda çözüme başlamada önerilen yolların kullanılması önem arz etmektedir. Aksi takdirde
çözüme ulaşılamamaktadır. Bunun için özellikle 100 iterasyonda kararlı bir yakınsama sağlanması için
enerji denklemleri seçilmemiştir. Başlangıç değeri için hız değeri programın hesapladığı değerden daha
düşük girilmiştir. Ayrıca rahatlatma faktörleride (under-relaxation factor) basınç için 0.4, momentum için
0.3, yoğunluk için 0.3, enerji için 0.9 seçilmiştir ve diğerleri default değerleri olarak aynı kalmıştır. Yakınsama
da kararlı bir görüntü sağlandıktan sonra (100-200 iterasyon sonra) enerji denklemi açılmıştır ve
basınç için rahatlatma faktörü 0.7 olarak değiştirilmiştir. Çözüm için öncelikle 1.dereceden denklemler
(first order upwind) seçilmiştir ve yakınsama kriteri olarak ise enerji denkleminin 10 -6 hata oranı esas
alınmıştır. Ayrıca giriş ve çıkış arasındaki kütlesel debiler arasındaki farkında 10 -6 oranında bir farka
ulaşması yakınsama kriteri olarak göz önüne alınmıştır. Bu aşamadan sonra ise “second order” denklemleri
seçilerek eski çözüm üzerinden tekrar iterasyon yaptırılarak son çözüm sağlanmıştır.
291

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2.2.3. Sayısal Çözüm Teorisi
Fluent programı seçilen denklemlerin çözümünde sonlu hacim yaklaşımını kullanır. CFD gibi böyle nümerik
modelleme teknikleri akış ve ısı transferi problemlerini simule etmek için güçlü bir araçtır. Kütlenin
korunumu veya süreklilik denklemi, momentumun korunumu veya Navier–Stokes transport denklemi ve
enerjinin korunumu denklemi nümerik olarak çözülebilir. Kütlenin korunumu ya da süreklilik denklemi
aşağıda gibi yazılabilir [FLUENT INC., 2003].
Burada ρ gaz yoğunluğu, v gaz hızını ifade eder. Sm kaynak terimi ise ayrılmış ikinci fazdan (sıvı damlacıklarının
buharlaşması nedeniyle gibi) sürekli faza ilave edilen kütle ve herhangi bir kullanıcı tarafından
tanımlanmış kaynaktır. 1 numaralı denklem kütle korunum denkleminin genel formudur ve sıkıştırılabilir
akışlarda olduğu kadar sıkıştırılamaz akışlarda da geçerlidir. İki boyutlu eksenel simetrik geometriler için
süreklilik denklemi;
Burada x eksenel koordinat, r radyal koordinat, v x eksenel hız, and v r radyal hızdır.
Bir atalet (ivmelenme olmaksızın) referans çerçevesinde momentumun korunumu;
Burada p statik basınç, gerilim tensöü (aşağıda tanımlandı), ve ve sırasıyla yerçekimi kuvveti
ve dış kuvvettir (ayrık faz ile etkileşimden yükselme gibi). daima poroz ortam ve kullanıcı tanımlı kaynaklar
gibi başka model bağımlı kaynak terimler içerir. Gerilim tensörü aşağıdaki gibi ifade edilir.
Burada moleküler viskozite, I birim tensör, ve sağ taraftaki ikinci terim hacim genişleme etkisidir.
İki boyutlu eksenel simetrik geometriler için eksenel ve radyal momentum korunum denklemleri aşağıda
verilmiştir.
ve
Burada;
ve v z swirl hızıdır.
292
1
2
3
4
5
6
7

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Sıkıştırılabilirlik etkilerine ile yüksek hızlardaki gaz akışlarında ve/veya büyük basınç değişimlerinde karşılaşılır.
Akış hızı gazın ses hızına yaklaştığı ya da aştığı zaman veya sistemde basınç değişimi (Δp=p)
büyük olduğu zaman basınçla gaz yoğunluğunun değişimi akış hızı basıncı ve sıcaklığı üzerinde önemli
bir etkiye sahiptir.
Sıkıştırılabilir akışlar için, ideal gaz kanunu aşağıdaki formda yazılır;
Burada p op işletme basıncı (operating conditions panelinde tanımlanır), p işletme basıncına göre bağıl
lokal statik basınç, R üniversal gaz sabiti, ve M w moleküler ağırlıktır. Sıcaklık T enerjinin korunum denkleminden
hesaplanabilecektir.
Enerjinin korunum denklemin aşağıdaki gibi yazılabilir;
Burada E toplam enerji, H entalpi ve ısı akısı vektörü.
Sıkıştırılabilir akışlar tipik olarak akışın toplam basınç p 0, toplam sıcaklık T 0 tarafınca karakterize edilir.
İdeal gaz için bu büyüklükler aşağıda verildiği gibi statik basınç ve sıcaklıkla ilişkilendirilebilir:
C p için;
Hız (Mach sayısı) isentropik şartlar altında değişirken akış içindeki statik basınç ve sıcaklığın değişimini
bu bağıntılar tanımlar.
Sıkıştırılabilir akışlar Mach sayısının değeri ile karakterize edilebilir :
Burada, c gaz içindeki ses hızı:
ve özgül ısıların oranıdır. (c p /c v ).
Sutherland viskozite kanunu iki ya da üç katsayılı kullanımıyla belirtilir.
İki katsayılı Sutherland kanunu;
Burada µ viskozite (kg/m-s), T statik sıcaklık (K), ve C1 ve C2 katsayılardır. Sıcaklık ve basıncın orta
değerlerinde hava için C 1 = 1.458x10 -6 kg/msK 1/2 , and C 2 = 110.4 K.
293
8
9
10
11
12
13
14
15

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Üç katsayılı Sutherland kanunu;
Burada µ viskozite (kg/ms), T statik sıcaklık (K), µ 0 bir referans değer (kg/ms), T 0 bir referans sıcaklık
(K), ve S ise gazın karakteristiği olan Sutherland sabiti olarak isimlendirilen bir efektif sıcaklık (K). Sıcaklık
ve basıncın orta değerlerinde hava için, µ 0 = 1.7894x0 -5 kg/ms, T 0 = 273.11 K, and S = 106.67 K
[FLUENT 6.1.22, User’s Guide, 2003].
3. Sonuçlar ve değerlendirme
3.1 cFd Sonuçları ile deneysel verilerin karşılaştırılması
Bir problemin CFD yardımıyla çözülmesinde seçilen modellerin uygunluğunun tespiti için CFD sonuçlarının
deneysel verilerle kıyaslanması gerekir. CFD sonuçlarının deneysel verilere yakınlık derecesi
ve deneysel verilerle aynı karakteristik özelliklerine sahip olup olmadığı incelenir. Gaz atomizasyonu
çalışmalarında teorik çözüm ile deneysel çalışmanın karşılaştırılması nozul ucunda yapılan uç basınç
ölçümleriyle yapılabilmektedir. Çünkü nozul ucunda meydana gelen uç basınç gaz atomizasyonunda
oldukça önemli bir etkiye sahiptir. CFD çözümde nozul uç basıncı; nozulun uç bölgesinden başlayarak
aralıkları 1 mm olan üç ölçüm çizgisi üzerindeki değerlerin ortalaması alınarak elde edilmiştir. Deneysel
ölçümde boru iç çapı 3mm olduğundan dolayı her ölçüm çizgisi radyal yönde 1.5 mm uzunluğuna sahip
olup bu uzunluk üzerinde 10 ölçüm noktası seçilmiştir. Bu üç adet ölçüm çizgisi üzerinde elde edilen
değerlerin ortalaması deneysel verilerle kıyaslama için nozul uç basınç değeri olarak alınmıştır. Şekil
5’de nozul uç basıncının CFD ve deneysel kıyaslanması verilmiştir. Giriş basıncına bağlı olarak nozul uç
basıncındaki değişim deneysel verilerle aynı karakteristik özelliği taşımaktadır. CFD ile deneysel verilere
bakıldığında nozul gaz basınçları arasındaki fark tüm basınçlarda aynıdır. Deneysel verilerde nozul uç
basıncı daha az olmakla birlikte CFD sonuçları ile arasındaki fark %11-15 arasında değişmektedir. Espina
ve Piomelli yaptıkları çalışmalarında sayısal çözümlemeleri ile deneysel verilere genellikle %10-20
arasında yakınlık elde etmişlerdir [Espina 1998]. Bu nedenle bu simülasyonlar deneysel verilerle Espina
ve Piomelli tarafından yapılan daha önceki çalışmalardan daha iyi örtüşmektedir. Bu sonuç nozul uç
basıncının belirlenmesinde CFD modelin kullanılabileceğini göstermektedir [12]. Şekil 6’ da gaz kütlesel
debisinin CFD ve deneysel veriler ile kıyaslaması verilmiştir. Deneysel veriler ile CFD sonuçları arasındaki
fark hemen hemen sabit olup %30 civarındadır. Bu fark nozulun yüzey özelliklerinden ve gerçek
boğaz kesit alanı ile nozulun tasarımındaki boğaz kesit alanı arasındaki farktan kaynaklanmış olabilir.
Yine bu konuda Anderson ve Terpstra [Anderson 2002] yaptıkları çalışmada teorik debi ile deneysel
debi arasında basıncın artmasıyla birlikte giderek artan bir fark tespit etmişler ve teorik debi değerleri ile
deneysel debi değerleri arasında çok büyük fark bulmuşlardır. Anderson ve Terpstra bu farkın nedenini
açıklayamamışlardır. Bu çalışmada elde edilen değerler arasında hemen hemen sabit bir farkın olması
yapılan hesaplamanın deneysel veriler ile örtüştüğünü göstermektedir. Ayrıca CFD çalışmasında gaz
sıcaklığı sabit tutulmuştur. Deneysel çalışmada akış esnasındaki gaz sıcaklığı zamanla azalmaktadır.
Bu durum nozulan geçen gazın gerçek kütlesel debisini de etkileyebilir.
şekil 5. Nozul uç basıncının CFD ve deneysel veriler ile karşılaştırılması
294
16

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şekil 6. Gaz kütlesel debisinin CFD ve deneysel veriler ile karşılaştırılması.
3.2 Nozul Tasarımını iyileştirme Çalışmaları
Önceki bölümde açıklandığı üzere CFD modelinin deneysel veriler ile uyum içerisinde olduğunun tespit
edilmesinden sonra mevcut nozul tasarımının iyileştirilmesi amacıyla farklı şartlarda nozul davranışı
incelenmiştir. Bu amaçla yapılan çalışmalarda önemli tasarım kriteri olarak nozul uç basıncı, gaz hızı,
gaz debisi ve gazın enerjisi esas alınmıştır.
3.2.1. Nozul Geometrisinin etkisi
Burada mevcut nozulun açısı ve boğaz çıkış alanı değiştirilerek nozul davranışındaki değişim tespit
edilmiştir. Elde edilen değerler Tablo 1’de verilmiştir.
Nozul
açısı
Tablo 1. Farklı nozul açıları ve darboğaz açıklığında gaz hızı ve uç basınç değerleri.
darboğaz
açıklığı
(mm)
Çalışma
Basıncı
(bar)
Gaz hızı
(m/s)
mach
Sayısı
295
Gaz
debisi
(kg/dak)
uç
Basıncı
(bar)
düzeltilmiş
uç basınç
(bar)
10 0,2 13 616,3 2,78 2,099 0,896 0,784
10 0,3 13 598,7 2,59 2,821 0,901 0,788
10 0,4 13 588,0 2,48 3,533 0,988 0,865
13 0,2 13 633,4 2,99 2,259 0,939 0,822
13 0,3 13 622,1 2,85 2,942 0,961 0,841
13 0,4 13 612,7 2,74 3,668 1,178 1,031
16 0,2 13 643,6 3,13 2,435 1,078 0,943
16 0,3 13 631,7 2,96 3,172 1,159 1,014
16 0,4 13 620,8 2,83 3,876 1,372 1,201
7 0,4 13 600,9 2,61 3,441 1,037 0,907
Şekil 7’de nozul boğaz açıklığına ve farklı nozul açılarına göre gaz hızının değişimi 1.3 MPa atomizasyon
basınç değeri için grafik halinde verilmiştir. En yüksek gaz hızı 16 � açılı ve 0,2 mm darbogaz
açıklığında elde edilmiştir. Bu şartlarda nozul ucunda az da olsa negatif basınç oluşumu gözlenmiştir.
Fakat 16 � açılı nozulda meydana gelen uç basınç değerleri 0,3 ve 0,4 mm darboğaz açıklığında pozitif

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
çıkmıştır. Dolayısıyla bu nozullarda metalin akışı mümkün olmayacaktır. Bu nedenle bu nozulların 0,3
ve 0,4 mm darboğaz açıklığında kullanımı mümkün olamayacaktır.
şekil 7. Nozul boğaz açıklığına göre gaz hızının 1.3 MPa basınçta farklı nozul açılarına göre değişimi.
Şekil 8’de 1.3 MPa gaz basıncında farklı nozul boğaz açıklığı ve farklı nozul açısına göre Mach sayısındaki
değişim verilmiştir. 10, 13, 16 derece açılı nozullarda Mach sayısı sırasıyla 2,78, 2,99 ve 3,13
olarak tespit edilmiştir. 16 derece açılı nozulda en yüksek değer elde edilmiştir. Şekil 9’da aynı şartlarda
gaz debisindeki değişim verilmiştir. Nozul boğaz açıklığında artış olduğu zaman hızdaki değişim çok
fazla olmamıştır. 16 derece açılı nozulda 02, 03 ve 0,4 mm darboğaz açıklığında sırasıyla gaz hızları
643.6, 630.7 ve 620.8 m/s iken gaz debileri 2.435, 3.172 ve 3.876 kg/dak olarak hesaplanmıştır. Bu
karşılaştırma göstermektedir ki boğaz açıklığının artışı ile gaz hızında çok önemli bir azalma olmaz iken
gaz debisi daha fazla miktarda artış göstermektedir. Örneğin 16 derece açılı nozulda 0,2 mm darboğaz
açıklık değeri 0,4 mm’ye çıkarılırsa gaz hızı yaklaşık %4 azalırken gaz debisi %59 oranında artmıştır.
Bu karşılaştırma ile açıkça görülmektedir ki nozul geometrisine göre boğaz açıklık değeri oldukça kritik
bir öneme sahiptir.
şekil 8. Darboğaz açıklık değerine göre Mach sayısındaki değişim (nozul açıları 10, 13, 16).
296

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şekil 9. Darboğaz açıklık değerine göre gaz debisindeki değişim (nozul açıları 10, 13, 16)
Gaz atomizasyon işlemi gaz enerjisinin sıvı metale aktarılması sonucu sıvı metalin çok küçük damlacıklar
halinde parçalanması olayıdır. Parçalanma mekanizması Weber sayısına (we) göre değişiklik
göstermektedir. Şekil 10’da We sayısına göre sıvı metalin parçalanması üç farklı şekilde meydana gelmektedir.
Weber sayısı eşitlik 17’de verilmiştir.
şekil 9. Weber sayısına göre parçalanma mekanizmaları
Burada, d part sıvı metal demeti çapı, ρ ve σ sıvı metalin yoğunluğu ve yüzey gerilmesi değeridir, u rel ise
gazın sıvı metale çarptığı andaki hızıdır. Buradan görüldüğü gibi hızın karesi alındığından gaz hızı çok
büyük bir öneme sahiptir. Dolayısıyla aynı şartlarda en yüksek gaz hızına ulaşan nozul tasarımı daha
başarılı sonuç verecektir. Böylece nozul verimliliği artacaktır. Bu nedenlerle nozul tasarımında boğaz
açıklığının fazla olması durumunda gaz kullanımı artacaktır, fakat toz boyutunda önemli bir küçülme
gözlenmeyecektir. Tablo 1’de verilen nozul değerleri yukarıda yapılan değerlendirmeler ışığında incelendiğinde
en iyi şartları 10 dereceli ve 0,2 mm açıklığa sahip nozul sağlayabilecektir. Çünkü hem nozul
ucunda iyi bir emme basıncı oluşmakta hem de atomizasyon gazı 613 m/s ile oldukça makul bir debide
akmaktadır.
297
17

4. SoNuÇlar
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Proje kapsamında Fluent programı kullanılarak CFD yaklaşımı ile nozulun teorik modellemesi yapılmıştır.
Öncelikle daha önce bölümümüz laboratuarında gerçekleştirilen toz üretim çalışmalarında kullanılan
nozulun deneysel verileri ile modellemenin doğruluğu tespit edilmeye çalışılmıştır. CFD modelinin deneysel
verilere yaklaşımı en iyi olacak şekilde model üzerinde çeşitli parametrelerin etkileri incelenmiştir.
Daha sonra nozul tasarımında önemli olan geometri ve gaz çıkış alanı değişkenleri değiştirilerek nozul
veriminin daha yüksek olabileceği en uygun tasarım bulunmaya çalışılmıştır. Yapılan değerlendirmeler
sonucunda elde edilen sonuçlar aşağıda maddeler halinde verilmiştir;
•
•
•
Deneysel verilerde nozul uç basıncı daha az olmakla birlikte CFD sonuçları ile arasındaki fark %11-
15 arasında değişmektedir. Elde edilen teorik ve deneysel değerler arasında hemen hemen sabit bir
farkın olması yapılan hesaplamanın deneysel veriler ile örtüştüğünü göstermektedir.
Nozul boğaz açıklığının artması ile nozul hızında çok önemli bir değişiklik meydana gelmemektedir.
Ancak gaz debisi çok yüksek oranda artmaktadır. 16 dereceli eski tasarımda 0,2 mm boğaz açıklık
değeri 0,4 mm’ye çıkarılırsa gaz hızı yaklaşık %4 azalırken gaz debisi %59 oranında artmıştır.
Bu çalışmada elde edilen veriler mevcut nozul tasarımlarının CFD ile iyileştirilebileceğini ortaya
koymuştur..
Teşekkür
Bu çalışma TUBITAK tarafından 107M189 nolu proje ile desteklenmiştir.
kayNaklar
1. A.M. Mullis, N.J. Adkins et al., High frame rate analysis of the spray cone geometry during closecoupled
gas atomization, PM 2007,
2. J. Möller, Flow field Simulation of a High Pressure Gas Atomization using CFD,
3. I.E. Anderson, R.S. Figliola & H. Morton, Mater. Sci. Eng. A, 1991, vol. 148, pp. 101-114.
4. I.E. Anderson & R.L. Terpstra, Mater. Sci. Eng. A, 2002, vol. 326, pp. 101-109.
5. Ünal R., Aksoy A., Effects of Gas Pressure and Protrusion Length of Melt Delivery Tube on Powder
Size and Powder Morphology of Nitrogen Gas Atomised Tin Powders, Powder Metallurgy, Vol.49,
No.4, pp. 349-354, 2006.
6. Ünal R., “Improvements to a close-coupled gas atomisation nozzle for fine powder production”,
Powder Metallurgy, Vol.50, No.1, pp 66-71 , 2007.
7. Ünal R., “The Influence of The Pressure Formation at The Tip of The Melt Delivery Tube On Tin
Powder Size And Gas/Melt Ratio In Gas Atomization Method”, Journal of Materials Processing Technology,
Vol.180, No.1-3, pp. 291-195, 2006.
8. NIST Reference Fluid Thermodynamic and Transport Properties Database (REFPROP) version 7.0,
National Institute of Standards and Technology, Boulder, CO 80305-3328, USA.
9. N. Zeoli, S. Gu, “Numerical modelling of droplet break-up for gas atomisation”, Computational Materials
Science 38 (2006) 282–292.
10. P.I. Espina and U. Piomelli, “numerıcal sımulatıon of the gas flow ın gas-metal atomızers”, Proceedings
of FEDSM’98, 1998 ASME Fluids Engineering Division Summer Meeting, June 21-25, 1998,
Washington, DC, USA.
11. Espina, P. I., and Piomelli, U., “A Validation of the NPARC Code in Supersonic Base Flows,” AIAA
Paper, 97-0032, 1997.
12. Aydın Ö. and Ünal R., “ Experimental and numerical modeling of the gas atomization nozzle for gas
flow behavior” , Computers and Fluids, Volume 42, Issue 1, March 2011, Pages 37-43.(2011).
298

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
aa 2014 alaşImININ mikroyapISal karakTerizaSyoNu ve
aşINma davraNIşINa eTkiSi
Sedat Tomruk*, Hakan GÖKMEŞE** ve Bülent BOSTAN***
* Milli Eğitim Bakanlığı, Mehmet Rıfat Börekçi İlköğretim Okulu, Mamak, 06320, Ankara,
sedat tomruk@yahoo.com
** Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Teknikokullar, 06500, Ankara,
hakangokmese@gazi.edu.tr
*** Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Teknikokullar, 06500, Ankara,
bbostan@gazi.edu.tr
özeT
Bu çalışmada ticari AA 2014 alüminyum alaşımına ait, ortalama toz boyutu 95 µm olan alaşım tozları kullanılmıştır.
Bu tozlardan 650 MPa presleme basıncında, tek yönlü soğuk pres de aşınma numuneleri üretilmiştir. Preslenen
numuneler 550 ˚C’ de, 2–24 saat aralığında ısıl işleme tabi tutulmuştur. Daha sonra numunelerin sertlik değerleri
ölçülmüştür. Ayrıca 600 ˚C sinterleme sıcaklığında 2–6–8 gün ısıl işlem yapılarak numunelerin aşınma davranışları
incelenmiştir. Isıl işlem süresinin artması ile birlikte sertlik değerlerinde de artış olduğu belirlenmiştir. Aşınma kayma
mesafesine bağlı olarak, 400 m‘nin üzerinde en az aşınma kaybı 6 gün ısıl işlem görmüş numunelerde gerçekleşmiştir.
anahtar kelimeler: AA 2014, Karakterizasyon, Aşınma
mIcroSTrucTural characTerIzaTIoN oF aa 2014 alloy aNd
EFFECT ON WEAR BEHAVIOR
ABSTRACT
In this study, It has been used alloy powders belonging to AA 2014 commercial alloy which avarege powder dimensions
are 95mm. These powders have been pressed at 650 Mpa pressure and has been produced wear experiment
samples. Pressed samples has been carry out to heat treatment at 550˚C between 2 and 24 hours. Later,
Hardness values of the samples have been measured. It has been investigated hardness value as dependent on
increasing of heat treatment time. In addition, It has been investigated wear behaviors of samples which to process
heat treatment 2-6-8 day at 600˚C. It has been confirmed that hardness value has also increaesed after inreasing
heat treatment time Depending on wear sliding distance, minimum wear lose has evuntuate samples that has been
applied 6 day heat treatment.
key Words: AA 2014, characterization, wear
1. Giriş
Malzemelerin mekanik, kimyasal ve fiziksel özelliklerini iyileştirmede; kimyasal modifikasyon, ısıl işlemler, mekanik
ve termomekanik işlemler kullanılmaktadır. Gelişen teknoloji ile ihtiyaçlarda farklılaşmıştır. Toz Metalurjisi (TM) gibi
yeni üretim tekniklerinin kullanımları yaygınlaşmaya başlamıştır. TM yöntemiyle üretilmiş malzemelerin yüksek kullanım
özelliklerini geleneksel metotlarla üretmek neredeyse imkânsızdır [1].
Toz Metalürjisi metal tozu ve ondan kütlesel gereçler ve şekillendirilmiş parçalar üretme teknoloji ve sanatıdır [2].
TM parçaların en yaygın olarak kullanıldığı alan otomotiv sanayidir. Otomatik vites parçaları, hareket dişlileri, yağlama
pompa dişlileri, debriyaj baskı plakaları yıllardır T/M teknolojisi ile üretilmektedir [3]. Toz metalurjisi yöntemi son
299

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
yıllarda daha önemli bir hale gelmiştir [4]. Son yirmi yılda yüksek performanslı toz metal alüminyum alaşımları (Al
alaşımları) için talep giderek artmıştır [5]. Alüminyum alaşımlarının toz metalurjisi ticari olarak birkaç alaşım üzerine
yoğunlaşmıştır. Karıştırma esnasındaki potansiyel risklere karşı, üreticiler tarafından önceden karıştırılmış, bazı
yağlayıcılar katılmış alüminyum alaşımları üretilmektedir. Alüminyum alaşımları, nispeten düşük basınçlarda (400-
480 MPa) preslenir. Alüminyum esaslı ticari alaşımlar yüksek sıkıştırılabilirlik gösterir ve yaklaşık 350 MPa basınç
kullanılarak % 90–95 arasında teorik yoğunluğa ulaşılabilir [6]
Al alaşımlarının aşınma oranı hava ortamında yüksek olup, vakum ortamında ise düşüktür. Al alaşımları korozyon
ortamlarında kullanılır ve Si içerenlerinin aşınma direnci diğerlerinden fazladır [7,8]. Endüstriyel uygulamalarda
aşınmaya dayanıklı malzemeler yaygın kullanım alanına sahip olup bu malzemelerin hafif olmaları ve çevre şartlarından
daha az etkilenmeleri beklenmektedir [9]. Makine parçalarının çalışma ömürleri, aşınmaya karşı direnci
yüksek olan malzemelerin üretilebilmesiyle arttırılabilmektedir. Makine hasarlarının analizi, parçaların bozulmalarının
% 75’ inin sürtünen yüzeylerin aşınması sonucu olduğunu göstermektedir. Yüzeylerin ömürlerinin uzaması için,
malzemelerin aşınmaya karşı direncinin arttırılması gerekmektedir. Aşınma zorlamasının yüksek olduğu ve yağlamanın
yeterli olmadığı durumlarda aşınmaya karşı dirençli ve sürtünme katsayısı düşük malzeme seçilir [10]. Bu
amaçla AA 2014 malzemesinin mikro yapısal karakterizasyonu ve aşınma davranışlarının belirlenmesi hususunda
çalışmalar yürütülmüştür.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Bu çalışmada Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi Döküm A.B.D.’de bulunan gaz atomizasyon ünitesinde üretilmiş
olan, ortalama toz boyutu 95 µm olan tozlar kullanılmıştır. Kullanılan tozların boyut analizleri Gazi Üniversitesi
Mimarlık Mühendislik Fakültesi Makine Mühendisliği Bölümündeki Malvern Mastersizer E Version 1,2 b, boyut analizi
cihazında yapılmıştır. Taramalı Elektron Mikroskobu (SEM) görüntüleri ile de, boyut analizi cihazında karşılaşılabilecek
boyutsal sorunların olup olmadığı araştırılmıştır. Üretilen tozun kimyasal bileşimi Çizelge 1’de verilmiştir.
Çizelge 1. AA 2014 Alüminyum alaşımının kimyasal bileşimi
Toz boyutu ortalama 95µm olan karışımdan 1gr toz kullanılarak 10 mm çapında tek yönlü pres altında farklı presleme
basınçları denenerek uygun presleme basıncına ulaşılmıştır. Presleme sonrası deney numunelerinin ısıl işlemleri
atmosfer kontrollü fırında 550˚C’ de 2, 4, 8, 12 ve 24 saat olmak üzere farklı sürelerde gerçekleştirilmiştir.
Tane yapısı ve gözenek oluşumuna ısıl işlem süresinin etkileri tespit edilmeye çalışılmıştır. Isıl işlem sıcaklığı ve
süresi temel alınarak, ısıl işlem öncesi ve sonrasındaki yoğunluklar hesaplanmış ve uygun ısıl işlem süresi tespit
edilmeye çalışılmıştır.
Numunelerin metalografik olarak incelenebilmeleri için, Optik mikroskop ve SEM (Joel JSM - 6060 LV) cihazlarından
yararlanılmıştır. Yapılan çalışmalar doğrultusunda sertlik sonuçlarının ısıl işlem sıcaklığı ve süresine bağlı olarak
nasıl değiştiği hususunda sertlik üzerine etkileri incelenmiştir. Sertlik ölçümleri SHIMADZU marka mikro sertlik
cihazında yapılmıştır ve kullanılan yük ise HV 0,1kg olarak belirlenmiştir.
Deney numunelerine uygulanan presleme ve ısıl işlemler sonrası, Karabük Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi
Döküm Eğitimi Anabilim Dalında bulunan aşınma cihazı kullanılarak kuru sürtünme aşınma davranışları pin-on-disk
tipi aşınma cihazında yapılmıştır. Aşınma deneyleri kuru ortamda yapılmıştır. Isıl işlem uygulanmış numunelere 15
N yük uygulanmıştır. Bu yükler altında numuneler 400, 800 ve 1200 m kayma mesafelerinde sürtünme ve ağırlıkça
kayıpları hesaplanarak sonuçlara ulaşılmıştır. Aşınma yüzeylerine ait görüntüleme işlemleri 1200 m ardından
yapılmıştır. 600ºC sıcaklıkta, 2, 6, 8 gün uygulanan ısıl işlemlerin ardından elde edilen aşınma kayıpları grafiklere
dönüştürülmüştür. Aşınma kayıpları ve kayma mesafesi ilişkileri deneyler sonrası irdelenmiştir.
3. ARAŞTIRMA BULGULARI VE DEĞERLENDİRİLMESİ
AA 2014 malzemesinin presleme basıncının belirlenmesi amaçlı farklı presleme basınçları test edilmiştir. Yoğunlukpresleme
basıncı ilişkisi açısından optimum değer olarak 650Mpa bulunmuştur. Tüm diğer deneyler bu presleme
basıncında üretilen numuneler kullanılarak gerçekleştirilmiştir.
300

Numune Kodu
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Çizelge 2. Isıl işlem öncesi ve sonrası yoğunluk değişimleri
Isıl İşlem
Sıcaklığı (˚C)
Isıl işlem
Süresi (saat)
301
Isıl İşlem Öncesi
Yoğunluk (g/cm 3 )
Isıl İşlem Sonrası
Yoğunluk (g/cm 3 )
Numune 1 550 2h 2,77 2,62
Numune 2 550 4h 2,76 2,62
Numune 3 550 8h 2,75 2,66
Numune 4 550 12h 2,74 2,7
Numune 5 550 24h 2,73 2,69
Çizelge 2’de ısıl işlem öncesindeki ve sonrasındaki yoğunluklar gösterilmiştir. Çizelge 2 ve Şekil 1’de gözlemlendiği
gibi 550 ˚C’ de farklı sürelerde ısıl işlem uygulanan numunelerin, ısıl işlem süresinin artışı ile yoğunluklarında da
belli bir artış tespit edilmiştir.
Şekil 1. 550˚C de ısıl işlem sonrası yoğunluk değişimi
12 saat ısıl işlem sonrasında yoğunluk artışında önemli bir değişim meydana gelmemiştir. Toz metalürjisi yöntemleri
ile tam yoğun parça üretimi ikincil işlemler veya sıvı faz sinterleme ile mümkündür. Bu bağlamda kullanmış olduğumuz
AA 2014 malzemesinin teorik yoğunluğunun 2,75 g/cm 3 civarında olduğunu göz önüne aldığımızda yoğunluğun
% 98 civarına kadar çıktığı görülmektedir. Bu da ikincil işlemler olmaksızın yoğunluk açısından oldukça yüksek
bir değerdir. Isıl işlem sıcaklığı ve süresi temel alınarak, ısıl işlem öncesi ve sonrasındaki yoğunluklar hesaplanmış
ve uygun ısıl işlem süresi tespit edilmeye çalışılmıştır.
Şekil 2. 550˚C’ de farklı sürelerde ısıl işlem yapılmış numunelerin optik mikroskop görüntüleri;
a) 4 saat, b) 8 saat, c) 12 saat, d) 24 saat

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Isıl işlem ile birlikte numunelerde oluşan faz değişimlerinin kontrolü için (2 saatten 24 saate kadar olan sürelerdeki)
optik mikroskop görüntüleri incelenmiştir. İnceleme sonrasında 4 saat ısıl işlem uygulanan numunelerde gözeneklerin
tane sınırlarının bulunduğu nadiren de tane içlerinde bulunduğu gözlemlenmiştir (Şekil 2a). Sürenin artmasıyla
birlikte tane sınırları ve içerisindeki gözenekliliklerin birleşmeye başladığı ve genel itibariyle tane sınırlarında yoğunlaştığı
gözlemlenmiştir (Şekil 2d).
Şekil 2d’ de görüldüğü gibi ısıl işlem süresinin 24 saat gibi yüksek sürelere çıkmasıyla birlikte daha öncesinde yapılan
düşük sürelerdeki ısıl işlem uygulamalarına göre gözeneklerin tamamı tane sınırlarına doğru yöneldiği ve resim
incelendiğinde sinterleme teorisine göre ısıl işlemin bu süre için yeterli olduğu söylenebilir.
Farklı sürelerde ısıl işlem görmüş numunelerin, farklı büyütmelerdeki çekilmiş olan SEM görüntüleri incelendiğinde
(Şekil 3), artan ısıl işlem süresinin etkileri açıkça görülmektedir. Aynı etkinin daha kısa sürelerde gerçekleşmesi için
ısıl işlem sıcaklığının artışının etkili olacağı söylenilebilir.
Şekil 3. 550 ˚C’ de farklı sürelerde ısıl işlem görmüş numunelerin, farklı büyütmelerdeki SEM görüntüleri;
a) ve b) 4 saat, c) ve d) 24 saat
Şekil 4’de 550˚C de 2, 4, 8, 12 ve 24 saat gibi farklı sürelerde ısıl işlem görmüş numunelere ait sertlik değerleri
gösterilmiştir. Isıl işlem süresinin artması ile birlikte sertlikte de bir artış gözlemlenmektedir. 12 saatin üzerindeki ısıl
işlem sürelerinde sertlik değerinde ciddi bir değişikliğin olmadığı görülmektedir. İlk ısıl işlem sürelerinde (2,4 saat)
sertlikte bir değişim olmamıştır. Bunun nedeni başlangıçta uygulanan enerjinin tozlarda ve toplam kütlede meydana
gelen toparlanma süreci gibi düşünebiliriz. 4,8 ve 12 saatlerde ise sertlikteki artışı makro ve mikro gözeneklerin
kapanması ile izah edilebilir.
Şekil 4. Farklı ısıl işlem sürelerindeki sertlik değerleri
302

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 5’ de 600 °C’ de 2, 6, 8 gün ısıl işlem uygulanmış numunelerin aşınma kayma mesafesine bağlı olarak aşınma
kayıpları verilmiştir. İlk 400 m kayma mesafesine kadar, bu numunelerin aşınma kayıplarının ısıl işlem zamanının
artmasıyla daha az olduğu görülebilir. Bunun muhtemel nedeni ısıl işlem zamanının artmasıyla numunelerdeki
yoğunlaşmanın artması ve buna bağlı olarak da sertliğin artması gösterilebilir.
Şekil 5. 600 °C’ de 2, 6, 8 gün ısıl işlem uygulanmış numunelerin aşınma kayma
mesafesine bağlı olarak aşınma kayıpları grafiği
Bu numunelerde 400 m kayma mesafesinden sonra en az aşınma oranı 6 gün ısıl işlem uygulanmış numunede
olduğu görülmektedir. Oysaki 400 m kayma mesafesi öncesinde en az aşınma oranı en uzun ısıl işlem süresi
uygulanan numunede gerçekleşmişti. Bu numunede aşınma kaybının daha az çıkmasına muhtemel nedenler ya
kuru sürtünmeden dolayı numune yüzeyindeki oksitlenmeye (Al 2 O 3 filmi) bağlı olarak ya da Al alaşımları gibi bazı
yumuşak ve YMK yapılı malzemelerde aşınma yükü altında iken plastik deformasyona bağlı olarak sertliğin yüzeyde
bölgesel olarak artması gösterilebilir.
Şekil 6’ da 600 °C’ de 2, 6, 8 gün ısıl işlem uygulanmış numunelerin 1200 m kayma mesafesi sonrası aşınma yüzeyleri
sırasıyla verilmiştir. 2 gün ısıl işlem uygulanmış numunenin aşınma yüzeyi incelendiğinde kütle kayıplarının
çok daha fazla olduğu derin aşınma izlerinden açıkça görülebilir. Bu numunede kütle kayıpları adhesiv aşınma
mekanizmasına bağlı olduğu aşınma izlerindeki sünek yırtılmalardan anlaşılmaktadır.
Şekil 6. 600 °C’ de farklı sürelerde ısıl işlem uygulanmış numunenin aşınma yüzeyi;
a) 2 gün, b) 6 gün, c) 8 gün
6 gün ısıl işlem uygulanmış numunenin aşınma yüzeyi incelendiğinde ise kütle kayıplarının çok az olduğu anlaşılmaktadır.
Aşınma yüzeyindeki aşınma izleri daha düz ve çok derin olmadığı görülmektedir. Aynı zamanda özellikle
toz metalurjisi yöntemiyle üretilen malzemelerde yüzeye açık gözeneklerin aşınma esnasında kopan çok küçük parçacıkların
yüzeye açık gözenekler tarafından tutulması da aşınma kayıplarının daha az olmasına neden olabilir.
8 gün ısıl işlem uygulanmış numunenin aşınma yüzeyi incelendiğinde 6 gün ısıl işlem uygulanmış numunenin
aşınma yüzeyine göre daha fazla 2 gün ısıl işlem uygulanmış numunenin aşınma yüzeyine göre daha az olduğu
görülmektedir. Isıl işlem süresinin artmasına rağmen aşınma kayıplarının yeniden artmasına neden olarak aşınma
esnasında kopan büyük boyutlu parçaların yüzeye daha derin hasar verdiği düşünülebilir.
303

4. SONUÇLAR
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışma kapsamında TM gaz atomizasyon yöntemiyle üretimi gerçekleştirilen AA 2014 malzemesine ait deney
numunelerinin ısıl işlem sıcaklığı, süresi, sertlik ve aşınma deneyleri sonrasında elde edilen sonuçlar şu şekilde
özetlenebilir;
•
•
•
•
•
Isıl işlem süresinin artışıyla birlikte gözenek-yapı etkileşimi açısından 550 ˚C’ deki uygun ısıl işlem süresi 24
saat olarak belirlenmiştir.
Sabit sıcaklıkta yapılan (550 ˚C) ısıl işlem süresinin artması ile birlikte sertlik değerlerinin de önemli derecede
artış olduğu belirlenmiştir.
600 °C’ de 2, 6, 8 gün ısıl işlem uygulanmış numunelerin aşınma kayma mesafesine bağlı olarak aşınma kayıpları
ilk 400 m kayma mesafesine kadar ısıl işlem zamanının artmasıyla daha az olduğu tespit edilmiştir. 400
m‘nin üzerinde en az aşınma kaybı 6 gün ısıl işlem görmüş numunelerde gerçekleşmiştir.
Numunelerin aşınma deneylerinde sıklıkla karşılaşılan sıcaklık artışına bağlı oksit oluşumunun, aşınma kayıplarını
etkilediği tespit edilmiştir. Benzer şekilde artan aşınma mesafelerine bağlı olarak gerçekleşmesi muhtemel
olan aşınma kayıpları mesafe arttıkça doğrusal bir artış göstermemiştir.
Artan ısıl işlem sıcaklığı ve zamanı toz numunelerin gözenek miktarını etkilediği bilinen bir sonuçtur. Aşınmada
bu etki mesafeye bağlı olarak açığa çıkan gözeneklerin aşınan parçacıkları tutarak sanki aşınma miktarında bir
düşüş varmışçasına bir etki yaptığı gözlemlenmiştir.
TEŞEKKÜR
Bu çalışmada kullanılan tozların üretimi ve yapılan deneysel çalışmalar, Gazi Üniversitesi Bilimsel Araştırma Projeler
Birimi, 41/2010 – 04 nolu proje kapsamında gerçekleştirilerek, desteklerinden dolayı Gazi Üniversitesine teşekkür
ederiz.
KAYNAKLAR
1. Aksöz, S., “Al4C3 Fazının Karbon ve AA2014 Tozlarından Katı Faz Reaksiyon Tekniği İle Oluşturulması ve
Yaşlanmaya Etkisi”, Yüksek Lisans Tezi, Gazi Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, Ankara,1-2, 2009.
2. Sarıtaş, S., “Toz Metalurjisi”, TMMOB, Cilt:36, Sayı: 421, Şubat, 1995.
3. Başaran, A., “Toz Metal Parçalara Isıl ve Mekanik Yüzey İşlemlerin Birlikte Uygulanabilirliğinin Araştırılması”,
Doktora Tezi, Süleyman Demirel Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, Isparta, 29-32, 2007.
4. Sonoda, T., Watazu, A., Zhu, J., Shı, W., Kamiya, A., Kato, A., Asahina, T., “Deposıtıon Of Titanium Onto Alumınum
Powder Inıts Self-Convectıve Motıon By Dc Sputterıng”, 3rd International Powder Metallurgy Conference,
September 4-8, Turkish Powder Metallurgy Association Gazi University, Ankara, TURKEY, pp.756-759,
2002.
5. Ekşi A., K., ,Bircan D., A., Sonsino, C., M., “Alumix 431 Tozunun (Al7xxx) Soğuk ve Ilık Preslenmesi Üzerine
Bir Çalışma”, Gazi Üniv. Müh. Mim. Fak. Der., Cilt: 22, No: 2, 337-345, Ankara, 2007.
6. Gökçe, A., “Yapısal Uygulamalar İçin Alüminyum Esaslı Malzemelerin Toz Metalurjisi Kullanılarak Geliştirilmesi”,
Yüksek Lisans Tezi , Sakarya Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, Sakarya, 26-31, 2007.
7. Ünlü, B., S., Şahin, S., Akgün, S., “ Döküm ve T/M Yöntemiyle Üretilmiş Al2O3-SiC Takviyeli Al Kompozitlerinin
Aşınma Özelliklerinin İncelenmesi”, 4th International Powder Metallurgy Conference, May 18-22,
Turkish Powder Metallurgy Association Sakarya University, Sakarya, TURKEY, pp. 615-621, 2005.
8. Bostan, B., “Gaz Atomizasyon Yöntemi İle AA 2014 Alaşım Tozlarının Üretilmesi ve Karakterizasyonu”, 5. Ulusal
Toz Metalurjisi Konferansı, TOBB, Ankara, 1-8, 2008.
9. Yılmaz, R., Kurt, A., O., “Seramik Kaplamaların Aşınma Davranışlarının İncelenmesi”, 4th International
Powder Metallurgy Conference, May 18-22, Turkish Powder Metallurgy Association Sakarya University, Sakarya,
TURKEY, pp. 649-663, 2005.
10. Köksal, F., “Al-Cu-SiC ve Al-Cu-B4C Kompozitlerin Sıcak Presleme Yöntemi İle Üretimi ve Aşınma Özelliklerinin
Araştırılması”, Yüksek Lisans Tezi Süleyman Demirel Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, Isparta, 1-5,
2004.
304

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MİKRO YAPIDA ÜÇ BOYUTLU YÜZEYLERİN GÖZENEKLİLİK VE
MİKROSERTLİĞİNE ÜRETİM PARAMETRELERİNİN ETKİSİ
Bülent ÖZTÜRK 1,2 , Ömer Necati CORA 2,3 ve Muammer KOÇ 2,4
1 Karadeniz Teknik Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 61080,
Trabzon, bozturk@ktu.edu.tr
2 NSF I/UCR Center for Precision Forming, Richmond, VA, USA
3 Karadeniz Teknik Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Makine Mühendisliği Bölümü, 61080, Trabzon,
oncora@ktu.edu.tr
4 İstanbul Şehir Üniversitesi, İstanbul, mkoc@sehir.edu.tr
ÖZET
Gözenekli metalik yüzeyler, ısı eşanjörleri, yakıt hücreleri ve biyomedikal implant malzemeleri gibi alanlarda ısı
ve kütle transferi açısından geniş uygulama alanına sahiptirler. Yapılan bu çalışmada toz presleme yönteminde
sıkıştırma sıcaklığı, sıkıştırma basıncı, toz boyutu ve sinterleme sıcaklığının üretilen 3 boyutlu gözenekli numuneler
üzerindeki gözeneklilik ve mikrosertlik üzerine etkileri incelenmiştir. Çalışmada iki tabakalı fonksiyonel gözenekli
yüzeylerin üretimi başarılı bir şekilde gerçekleştirilmiştir. Elde edilen sonuçlardan; gözenekliliğin genellikle artan toz
boyutu, azalan sıkıştırma basıncı ve sıcaklığıyla arttığı görülmüştür. Ayrıca, sinterleme sıcaklığının azalmasıyla da
gözeneklilik değeri artmıştır. Mikrosertlik değerlerinde ise üretim parametrelerine bağlı olarak belirgin bir değişim
elde edilememiştir.
Anahtar Kelimeler: Gözenekli Yüzeyler, Mikro Üretim, Bakır Tozu.
EFFECTS OF MANUFACTURING PARAMETERS ON THE POROSITY AND
MICROHARDNESS OF MICRO-SCALE 3-D POROUS GRADIENT SURFA-
CES
ABSTRACT
Porous metallic surface structures are used in wide range of applications including heat exchangers, fuel cells, and
biomedical implants for heat and mass transfer purposes. In this study, the effects of the compaction temperature,
pressure, powder size and sintering temperature were investigated on porosity and microhardness during powder
forming process. Tests proved successful implementation of two-layered porous gradient surface. The results
showed that porosity increased with increasing powder size, decreasing compaction temperature and pressure.
Also, porosity increased with decreasing sintering temperature. Analyses showed that microhardness values did
not change significantly depending on the manufacturing parameters.
Keywords: Porous Surfaces, Micro Manufacturing, Copper Powders.
1. GİRİŞ
Gözeneklilik (porozite), gözenekli malzeme tasarımında en etkin faktörlerden biridir. Gözenekli yüzeyler, çok değişik
amaçlar için farklı uygulama alanı bulurlar. Bu yüzeylere, gelişmiş ısı transfer uygulamalarındaki yüzey alanı
arttırılmış alanlar, kemik büyüme ve hücre çoğalmasını sağlayan biyouyumlu implantlar, madde filtrasyonu vb. ör-
305

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
nek olarak verilebilir. Mikro ölçekteki gözenekli yüzeylerin, özellikle, ısı transferini geliştirdiği ve iyileştirdiği yapılan
çalışmalarda ortaya konulmuştur [1-3]. Litter ve Kaviany mikro-ölçekte, küresel bakır tozları kullanarak ürettikleri
gözenekli yüzeylerdeki ısı transfer oranını %300 değerinde arttırmışlardır [4]. Benzer çalışmalar yazarlar tarafından
da yapılmış olup, bu çalışmalarda bakır alt tabaka üzerine yüksek sıcaklıkta bakır tozları preslenmiş ve üretim parametrelerinin
etkileri incelenmiştir [1-3, 5].
Bu çalışma, hem gelişmiş ısı transferi hem de katı oksit yakıt hücresi (solid oxide fuel cell, SOFC) gibi enerji
dönüştürme sistemlerinde kullanılabilecek mikro yapıda gözenekli yüzeylerin üretimini amaçlamaktadır. Önerilen
yöntem, küresel tozları metal bir alt tabakaya presleyip kompakt hale getirerek farklı gözeneklilik değerlerine sahip
numuneler üretmektir. Metal alt tabakaya bitişik alt yüzeyin, madde transferini engellemek maksadıyla sıfıra yakın
gözeneklilikle üretilmesi istenirken, üst yüzeyin ise gaz difüzyonunu iyileştirmek (SOFC durumunda) veya ısı transferini
geliştirmek (ısı eşanjörlerindeki buharlaşma) amacıyla yüksek gözeneklilik değerlerinde (~%40) üretilmesi
amaçlanmıştır. Alt tabaka malzemesi, uygulama alanı ve kullanım amacına bağlı olarak bakır veya paslanmaz çelik
olabilir. Çalışmada farklı çaplara sahip küresel bakır tozları gözenekli yüzey üretmek için bakır alt tabaka üzerine
farklı sıkıştırma sıcaklıkları ve basınçları kullanılarak sıkıştırılmış ve kompakt hale getirilmiştir. Kompakt hale getirilmiş
olan numuneler farklı iki sıcaklıkta sinterlenerek gözeneklilik ve mikrosertlikleri incelenmiştir.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
2.1. Numune Üretimi
Numune üretiminde kullanılan bakır tozları Acupowder International LLC (Union, NJ, ABD) firmasından temin edilmiştir.
Tozların yoğunluğu, saflığı ve toz boyut dağılımı Çizelge 1’de verilmiştir. Numunelerin iki tabakalı bölge
şeklinde üretilmesi amaçlandığından üst yüzey bölgesi için nispeten büyük toz boyutlu tozlar (-106+90 µm), alt
yüzey ve vadi bölgesi için sırasıyla üç farklı toz boyut aralığına sahip tozlar (-63+45 µm, -45+25 µm ve -25+0 µm)
kullanılmıştır.
İlk kısımda bahsedilen fonksiyonel gözenekli yüzeyler üretmek amacıyla (a) üniversal MTS çekme-basma makinesi
(Instron SATEC 5596-400HVL), (b) toz sıkıştırma kalıp seti (alt kalıp/zımba, üst kalıp ve taşıyıcı, (c) ısıtma elemanları,
(d) kontrol ve veri toplama sistemi kullanılmıştır. Alt kalıbın yüzeyinde 100 adet delik (10x10) mevcut olup her
bir delik 0,5 mm derinliğinde ve 1 mm çapındadır. Şekil 1’de toz sıkıştırma kalıp seti verilmiştir.
Derece
Yoğunluk
(g/cc)
Çizelge 1. Çalışmada kullanılan tozların özellikleri.
%Cu min
Elek Analizi-Mesh- %
+80 +100 +150 +200 +325 -325
83 5.1 99.82 2 max 20-50 50- 75 10 max Tr
103 5.16 99.78 2 max Bal 50-80 20-50 10 max
155 4.98 99.83 0.5 max Bal 95 min
Şekil 1. Çalışmada kullanılan kalıp seti.
306

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Numune üretiminde başlangıçta -106+90 µm toz boyut aralığındaki tozlar üst yüzey bölgesini üretmek için alt kalıbın
üzerine delikleri dolduracak şekilde serbest olarak yerleştirilmiştir. Daha sonra toz boyutunun etkisini incelemek
amacıyla sırasıyla farklı toz boyut aralıklarındaki tozlar (45-63 µm, 25-45 µm ve 0-25 µm) benzer şekilde alt kalıp
üzerine dökülerek 200 µm kalınlığındaki bakır alt tabaka (substrate), tozların üzerine yerleştirilmiştir. Kalıp, istenen
sıcaklıklığa bağlı olarak (350, 425 ve 500°C) ısıtılmıştır. Bu sıcaklıklara ulaşıldıktan sonra tozlar, üç farklı toz sıkıştırma
basınç değerinde (20, 35 ve 50 MPa) ayrı ayrı sıkıştırılarak kompakt hale getirilmiştir. Çalışmada numune
üretim şartlarını minimuma indirmek için MINITAB paket programından istatistik deney tasarımı (DOE: Design of
Experiments) yaklaşımı kullanılmıştır. Tozların birbirine bağlanmasını ve mukavemet artışını sağlamak amacıyla
kompakt hale getirilmiş numuneler, bir tüp fırın içerisinde ve kontrollü atmosfer ortamında (%5 hidrojen + %95 azot)
1 saat süreyle sırasıyla iki farklı sinterleme sıcaklığında (600 ve 900 °C) sinterlenmiş ve numune üretimi tamamlanmıştır.
Üretilen numunelerin şematik görünümü Şekil 2’de, optik ve taramalı elektron mikroskop (SEM) görüntüleri
ise Şekil 3 (a-d)’de verilmiştir.
Şekil 2. Üç boyutlu gözenekli yüzeyin şematik gösterimi.
Şekil 3. Üretilen numunenin: (a) optik mikroskop; (b) A-A kesitinin; (c) üstten ve (d) perspektif SEM görüntüsü
(sinterleme sıcaklığı 900 o C, sıkıştırma basıncı: 50 MPa).
2.2. Gözeneklilik Ölçümleri
Numune üretiminde kullanılan tozlar farklı büyüklükte olduklarından üst yüzey, alt yüzey ve vadi bölgeleri için farklı
gözeneklilik değerleri ölçülmüştür. Gözeneklilik ölçümlerinde numuneler iki parçaya ayrılmış ve parçalardan bir tanesi
kalıp içerisine alınmıştır. Kalıplanan numuneler daha sonra zımparalama ve parlatma işlemine tabi tutulmuştur.
Zımparalama işlemi 240, 400, 800 ve 1200 nolu zımparalar kullanılarak yapılmıştır. Daha sonra, numune yüzeyleri
6 ve 1 µm’ luk elmas pastalar yardımıyla parlatılmıştır. Parlatılmış numunelerin yüzey görüntüleri ışık mikroskobunda
incelenmiş ve fotoğrafları çekilmiştir. Bu resimler Image J ve Motic programları vasıtasıyla işlenerek numunelerin
gözeneklilik değerleri tespit edilmiştir. Bu amaçla gözeneklilik ölçümleri için alınan resimler ilk olarak siyah ve beyaz
alanlara dönüştürülmüş (binarization) daha sonra üst yüzey, alt yüzey ve vadi bölgeleri seçilerek, bu bölgelerdeki
307

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
her bir siyah ve beyaz alanların toplamı, toplam alana oranı tespit edilmiştir. Numunelerin gözeneklilik değerleri 10
bölgedeki farklı gözeneklilik değerinin ortalaması alınarak belirlenmiştir. Şekil 4 (a-f), farklı toz boyut aralığına (0-25
µm, 25-45 µm ve 45-63 µm) sahip tozlar kullanılarak üretilmiş numunelerin üst yüzey, alt yüzey ve vadi bölgelerin
optik mikroskop ve siyah ve beyaz alanlara dönüştürülmüş görüntülerini göstermektedir.
Şekil 4. Üst yüzey, alt yüzey ve vadi bölgelerin optik mikroskop ve siyah ve beyaz alanlara dönüştürülmüş
görüntüleri: ((a), (b); toz boyut aralığı 0-25 µm (c), (d); toz boyut aralığı 25-45 µm ve (e), (f); toz boyut aralığı
45-63 µm).
308

2.3. Mikrosertlik Ölçümleri
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Yüzeyi parlatılmış olan numunelerin Vickers mikrosertlikleri Duramin 4 mikrosertlik test cihazında (Struers Co, Cleveland,
OH, ABD) ölçülmüştür. Numunelere uygulanan yük 50 gram olup bekleme süresi 10 saniye olarak seçilmiştir.
Üst yüzey, alt yüzey ve vadi bölgelerinden alınan sertlik ölçüm yerleri Şekil 5’de gösterilmiştir.
3. SONUÇLAR VE TARTIŞMA
3.1. Gözeneklilik
Şekil 5. Vickers mikrosertlik ölçüm noktaları.
Şekil 6 (a-f), farklı toz boyutu, sıkıştırma sıcaklığı ve basıncının gözeneklilik üzerindeki etkisini göstermektedir. Sinterleme
sıcaklıkları sırasıyla Şekil 6 (a,c,e)’de 600°C, Şekil 6 (b,d,f)’ de ise 900 °C’ dir. Numunelerin üst yüzey, alt
yüzey ve vadi bölgelerindeki gözeneklilik değerleri, sıkıştırma basıncının 20 MPa’dan 50 MPa’a artması durumunda
düşmüştür. 20 MPa sıkıştırma basıncı, 0-25 µm toz boyutu, 425 °C sıkıştırma sıcaklığı ve 600 °C sinterleme sıcaklığında
üst yüzey bölgesi için elde edilen gözeneklilik değeri yaklaşık %30 iken; bu değer aynı şartlarda 50 MPa
sıkıştırma basıncı için %24 olarak elde edilmiştir. Aynı şartlarda sadece toz boyutu değiştirildiğinde (45-63 µm) üst
yüzey bölgesi için gözeneklilik değerleri 20MPa ve 50MPa sıkıştırma basınçlarında sırasıyla %32 ve %28 olarak
bulunmuştur. Sinterleme sıcaklığı 900 o C’ ye arttırıldığında ise 20 MPa ve 50 MPa sıkıştırma basınçlarında, 0-25 µm
toz boyutu ve 425 o C sıkıştırma sıcaklığında üst yüzey bölgesi için elde edilen gözeneklilik değerleri sırasıyla %18
ve %10’ dur. 45-63 µm toz boyut aralığında ise bu değerlerin benzer şekilde yaklaşık %25 ve %20 olduğu görülmüştür.
Tozların bir kalıp içerisinde sıkıştırılması esnasında, başlangıçta tozlar 4-6 komşusu ile temasta (koordinasyon
sayısı) bulunur. Artan basınçla birlikte tozlar kalıba daha iyi yerleşir ve uygulanan basıncın değerine göre de şekil
değiştirebilirler. Artan basınçla birlikte gözenekliliğin azalmasının nedeni toz parçacıklarındaki deformasyonun artması
ve bunun sonucunda da tozlar arasındaki mevcut boşlukların azalmasıdır [6, 7].
Gözenekliliğin sıkıştırma sıcaklığının artmasıyla genel olarak azaldığı gözlemlenmiştir. 600 o C sinterleme sıcaklığı,
20 MPa sıkıştırma basıncı, 25-45 µm toz boyut aralığı için; sıkıştırma sıcaklığının 350 o C’ den 500 o C’ ye artmasıyla
üst yüzey bölgesi için elde edilen gözeneklilik değerleri sırasıyla %32 ve %27 olarak elde edilmiştir. Sıkıştırma
basıncının 35 MPa olması durumunda 0-25 µm toz boyut aralığı için gözeneklilik değerleri %30 ve %21; 45-63 µm
toz boyutunda ise bu değerler %36 ve %26’ dır. 900 o C sinterleme sıcaklığı, 20 MPa sıkıştırma basıncı ve 25-45
µm toz boyutunda sıkıştırma sıcaklığının 350 o C’ den 500 o C’ ye arttırılmasıyla elde edilen gözeneklilik değerleri
sırasıyla %23 ve %19; aynı şartlarda basıncın 50 MPa artmasıyla aynı toz boyutunda gözeneklilik değerleri %21 ve
%15 olarak bulunmuştur. (Şekil 6 a-f). Artan sıcaklıkla birlikte gözeneklilik değerlerinin azalmasının nedeni tozların
ve katı alt yüzeyin yumuşayarak sünek hale geçmesi, basınçla birlikte tozların temas alanlarının artmasıyla parçacıklar
arasındaki boşlukların azalmasıdır [1,8].
309

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6. Gözenekliliğin üretim parametrelerine bağlı olarak değişimi: (a, c, e sinterleme sıcaklığı 600°C; b, d, f
sinterleme sıcaklığı: 900°C).
600 o C ve 900 °C sinterleme sıcaklıklarında sinterleme ile boyun verme (necking-growth) oluşumunun taramalı
elektron mikroskopu (SEM) görüntüsü Şekil 7 (a-b)’ de verilmiştir. 600 °C sinterleme sıcaklıklarında boyun oluşumu
gözlenmezken, 900 °C sinterleme sıcaklığında küresel tozlar arasında katı halde boyun oluşumu görülmektedir. Bu
tür boyunlaşma, mukavemetin ham mukavemete oranla artmasını sağlar.
Şekil 7. Sinterleme ile boyun oluşumunun SEM görüntüsü (sol taraf düşük büyütme sağ taraf yüksek büyütme): a)
sinterleme sıcaklığı 600 °C ve b) sinterleme sıcaklığı 900 °C.
310

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Farklı sıkıştırma sıcaklığı ve basıncının numunelerin üst yüzey gözenekliliğine etkisi üç boyutlu olarak Şekil 8’de
verilmiştir. 600 °C sinterleme sıcaklığında sıkıştırma sıcaklığı ve basıncına bağlı olarak daha yüksek gözeneklilik
seviyeleri ve değişimleri elde edilirken 900 o C sinterleme sıcaklığında gözeneklilik seviyeleri daha düşük olmuştur.
Şekil 8. Üst yüzey bölgesi için sıkıştırma sıcaklığı ve basıncının gözeneklilik üzerine etkisi: (a) sinterleme sıcaklığı
600 °C ve (b) sinterleme sıcaklığı 900 °C.
3.2. Mikrosertlik
Şekil 9 (a-f), farklı toz boyutu ve sıkıştırma sıcaklığının üst yüzey, alt yüzey ve vadi bölgelerinin mikrosertlik üzerindeki
etkisini göstermektedir. Şekil 9 (a-f)’de görüldüğü üzere, üst yüzey alanı için elde edilen mikrosertlik değerlerinde
sinterleme sıcaklığının 600 o C’den 900 o C’ye arttırılmasıyla, hem sıkıştırma sıcaklığının hem de sıkıştırma
basıncının arttırılmasıyla belirgin bir değişim elde edilememiştir. Üst yüzey bölgesi için mikrosertlik değerleri 85-100
(Hv 0,05 ) olarak tespit edilmiştir. Ancak, alt yüzey ve vadi bölgelerinin mikrosertlikleri hem sıkıştırma sıcaklığının ve
basıncın artırılmasıyla hem de sinterleme sıcaklığının arttırılmasıyla artmıştır.
311

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 9. Mikrosertliğin üretim parametrelerine bağlı olarak değişim;
(a, c, e sinterleme sıcaklığı 600°C; b, d, f sinterleme sıcaklığı: 900°C).
Farklı sıkıştırma sıcaklığı ve basıncının numunelerin üst yüzey mikrosertlik üzerindeki etkisi üç boyutlu yüzey alanı
olarak Şekil 10’da gösterilmiştir.
Şekil 10. Üst yüzey bölgesi için sıkıştırma sıcaklığı ve basıncının mikrosertlik üzerine etkisi (a) sinterleme
sıcaklığı 600 °C ve (b) sinterleme sıcaklığı 900 °C.
4. SONUÇLAR
Bu çalışmada toz metalurjisi yöntemiyle farklı toz boyutu aralıklarında bakır tozları kullanarak üç boyutlu, gözenekli
yüzeyler, farklı üretim parametrelerine bağlı olarak üretilmiş ve üretim parametrelerinin yüzeylerin gözeneklilik ve
mikrosertlik üzerindeki etkisi incelenmiştir. Çalışmada gözenekli yüzeyler, iki farklı toz boyutu aralığına sahip olacak
şekilde tozlar kullanılarak üretilmiştir. Elde edilen sonuçlardan gözenekliliğin hem üst yüzey ve alt yüzey hem
de vadi bölgeleri için artan toz boyutu, azalan sıkıştırma sıcaklığı, basıncı ve azalan sinterleme sıcaklığı ile arttığı
görülmüştür. Ancak, numunelerin üst yüzey bölgesi için, mikro sertlik değerlerinde üretim parametrelerine bağlı
önemli bir değişim gözlemlenmemiştir. Ancak, alt yüzey ve vadi bölgeleri için mikrosertlik değerleri, artan sinterleme
sıcaklığı, sıkıştırma sıcaklığı ve basıncıyla artmıştır.
TEŞEKKÜR
Bu çalışma, Amerikan Ulusal Bilim Konseyi (NSF) tarafından desteklenen ENG/CMMI 0638522 nolu proje kapsamında
yapılmıştır. Proje desteklerinden dolayı Ulusal Bilim Konseyine teşekkür ederiz.
KAYNAKLAR
1. Cora, Ö.N., Usta, Y., and Koç, M., “Micro-Manufacturing of Micro-Scale Porous Surface Structures for Enhanced
Heat Transfer Applications – An Experimental Process Optimization Study”, Journal of Micromechanics
and Microengineering, Vol. 19, pp. 1-12, 2009.
2. Min, D.H., Hwang, G.S., Usta, Y., Cora, O.N., Koç, M., and Kaviany, M., “2-D and 3-D Modulated Porous Coatings
for Enhanced Pool Boiling”, International Journal of Heat and Mass Transfer, Vol. 52, pp. 2607-2613,
2009.
312

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3. Cora, Ö.N., Min, D., and Koç, M., Kaviany, M., “Micro-scale Modulated Porous Surface Coatings-Fabrication
and Pool Boiling Heat Transfer Experiments”, Journal of Micromechanics and Microengineering, Vol. 20,
pp. 1-12, 2010.
4. Liter, S.C, and Kaviany, M., “Pool-boiling CHF Enhancement by Modulated Porous-Layer Coating: Theory and
Experiment”, International Journal of Heat and Mass Transfer, Vol. 44, pp. 4287-4311, 2001.
5. Koç, M., Usta, Y., and Karakoç, A., “Investigations on Thermo-Mechanical Fabrication of Micro-Scale Porous
Surface Features” Journal of Power Sources, Vol. 179, pp. 592–602, 2007.
6. Gupta, M., Tay, A.A.O., Vaidyanathan, K., Srivatsan, T.S., “An Investigation of the Synthesis and Characterization
of Copper Samples for Use in Interconnect Applications”, Materials Science and Engineering: A, Vol.
454-455, pp. 690-694, 2007.
7. German, R.M., Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri Editörler: Sarıtaş, S., Türker, M., Durlu, N.,
Türk Toz Metalurjisi Derneği Yayınları: 05, Ankara, 2007.
8. Ahmed, Y.M.Z, Riad, M.I., Sayed, A.S., Ahlam, M.K., Shalabi. M.E.H., “Correlation between Factors Controlling
Preparation of Porous Copper via Sintering Technique using Experimental Design”, Powder Technology, Vol.
175, pp. 48-54, 2007.
313

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
POROUS
MATERIALS
www.turkishpm.org
314

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
TOZ METALURJİSİ YÖNTEMİ İLE ÜRETİLEN KÜRESEL ŞEKİLLİ
ALÜMİNYUM KÖPÜKTE KÖPÜRTME SICAKLIĞININ VE TiH 2 İÇERİĞİNİN
KÖPÜRME DAVRANIŞI ÜZERİNE ETKİSİ
Arif UZUN*, Mehmet TÜRKER**
* Kastamonu Üniversitesi, Cide Rıfat Ilgaz MYO, Kaynak Teknolojisi Bölümü, Kastamonu,
auzun@kastamonu.edu.tr
** Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Teknikokullar, 06500, Ankara,
mturker@gazi.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada toz metalurjisi yöntemi ile üretilen küresel şekilli alüminyum köpük parçalarda köpürtme sıcaklığı ve
köpürtücü madde (TiH 2 ) miktarının, köpürme davranışı üzerine etkileri araştırılmıştır. Buna göre Alumix 231 tozuna
değişik oranlarda (% 0,5-0,75-1 ve 1,5) TiH 2 tozu ilave edilerek karıştırılmış ve tek yönlü preste 600 MPa basınç
uygulanarak preslenmiştir. Bunun sonucu 30x50x10 mm ölçülerinde elde edilen taslak numuneler fırın içerisinde
550 o C sıcaklıkta 180 dakika bekletilmiş ve % 70 oranında deforme edilmiştir. Elde edilen preform numuneler kare
şeklinde kesilerek, 650 o C ile 710 o C sıcaklıklar arasında köpürtme işlemine tabi tutulmuştur. Burada köpürtme sıcaklığına
ve TiH 2 içeriğine bağlı olarak küresel şekilli Al köpüğün hacimsel genleşme oranları, yoğunluk ve gözenek
morfolojisi değişimleri belirlenmiştir.
Anahtar Kelimeler: Küresel Şekilli Al Köpük, Köpürtme Sıcaklığı, TiH 2
THE EFFECT OF TiH 2 CONTENT AND FOAMING TEMPERATURE ON THE
FOAMING BEHAVIOUR OF SPHERICAL ALUMINUM FOAM PRODUCED BY
POWDER METALLURGY ROUTE
ABSTRACT
The effect of production parameters such as foaming duration and the amount on the foaming behavior of sphericalshaped
aluminum foam parts was studied. Alumix 231 and various amount of foaming agent (0,5-0,75-1 and 1,5%
TiH 2 ) were mixed, and then compacted at 600 MPa pressure by using a uniaxial action press to produce blanks with
50x30x10 mm dimensions. These blanks were pre-heated at 550°C in a furnace for 180 min and then deformed by
70% by using an eccentric press. They were cut into square shape and foamed at temperatures between 650 o C
and 710 o C. It was determined that the linear expansion, density and pore morphology chances of spherical-shaped
aluminum foam depending on the foaming temperature and TiH 2 content.
Keywords: Spherical-Shaped Al Foam, Foaming Temperature, TiH 2
1.GİRİŞ
Metalik köpükler mekaniksel, fiziksel ve akustik özellikleri son derece iyi olan ve üretim yöntemleri hızla geliştirilen
yeni bir malzeme grubudur [1]. Bu özelliklerinin kombinasyonundan dolayı yapısal ve fonksiyonel uygulamalarda
315

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
sıklıkla kullanılmaya başlanmış ve bunun üzerine birçok araştırma yapılmıştır [1-3]. Bu araştırmalara konu olan ve
metalik köpükler arasında yeni sayılabilecek malzeme türlerinden bir tanesi de küresel şekilli alüminyum köpüklerdir.
Almanya’da IFAM tarafından geliştirilen küresel şekilli metalik köpük parçalar ileri gözenek morfolojisi (APM)
tekniği ile üretilmektedir. Bu yöntem esasen toz metalurjisi yöntemindeki köpüğün genleşme ve şekillenme işlemlerini
birbirinden ayırmaktadır. Bu iki aşama, farklı zamanlarda ve farklı yerlerde üretici firmalar tarafından ayrı ayrı
gerçekleştirilebilmektedir. Gerek IFAM, gerekse diğer ticari firmalar tarafından üretilecek küresel şekilli alüminyum
köpük parçalar tüketiciye maliyet ve işçilik açısından önemli ölçüde tasarruf sağlamaktadır. Bu teknikte köpürtme
işlemi esnasında kalıp kullanılmamaktadır. Üretilen parçalar genelde 1 cm 3 ’ten daha küçük hacimlere sahiptir. Bu
malzemeler araçların ön takımlarındaki darbe dayanımını artırmak için çelik profillerin içerisine doldurularak kullanılabildikleri
gibi basit yapıştırma teknikleri ile birlikte kullanılması, kullanıcılar için maksimum yönde esneklik
sağlamaktadır [4, 5].
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
2.1. Malzemeler
Deneysel çalışmalarda küresel şekilli alüminyum köpük üretimi için matris malzemesi olarak % 99 saflıkta ve

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Genleşme oranı ise Eş. 2’de verilen formüle göre hesaplanmıştır. Bu formülde V * köpüğün hacmini, V ise köpürtme
öncesi numunenin ilk hacmini ifade etmektedir. Gözeneklilik oranı ise Eş.3’te verilen formüle göre hesaplanmıştır.
Burada ρ, gözenek duvarlarını oluşturan ana malzemenin yoğunluğunu belirtmektedir.
Hacimsel Genleşme ( HG ) = (V * /V-1) x 100 (2)
Gözeneklilik (G)= (1 −ρ * /ρ) × 100 (3)
Yoğunlukları ve hacimsel genleşme oranları hesaplanan numuneler daha sonra makro boyutta gözenek yapıları
incelenmek amacıyla 240’lık zımpara ile su altında aşındırılmıştır. Daha sonra elde edilen alüminyum köpüklerin
gözenek şekli, gözenek boyutu ve gözenek dağılımı incelenmek amacıyla dijital kamera ile makro yapı fotoğrafları
çekilmiştir. Böylelikle köpürtücü madde miktarının ve köpürtme sıcaklığının küresel şekilli alüminyum köpük üretimine
etkileri incelenmiştir.
3. DENEY SONUÇLARI VE TARTIŞMA
Tablo 1’de köpük üretim aşamalarında kullanılan değişken parametreler verilmiştir. Bu parametreler birbirleriyle
kombine edilerek her türlü deney şartı değerlendirilmiştir. Böylece deneylerde kullanılan değişken parametrelerin,
küresel şekilli köpüğün yoğunluk, hacimsel genleşme, gözenek morfolojisi gibi özelliklere ne tür etkisi olduğu belirlenmiştir.
Tablo 1. Küresel şekilli alüminyum köpük üretiminde kullanılan değişken üretim parametreleri
TiH 2 miktarı
(%)
Deformasyon
oranı (%)
317
Köpürtme
sıcaklığı ( o C)
0,5
650
0,75
1
70
670
690
1,5 710
3.1. Liner Genleşme, Küresellik ve Yoğunluk Değişimleri
Köpürtme
süresi (dak.)
2-2,5
3-3,5
4-4,5
5
Şekil 2’de farklı sıcaklıklarda köpürtme işlemine tabii tutulan numunelerin köpürtücü madde miktarı ve köpürtme
sürelerine bağlı hacimsel genleşme oranları verilmiştir. Buna göre, grafiklere bakıldığında 650 o C sıcaklıkta numunelerde
maksimum hacimsel genleşme oranının % 400’ü aştığı görülmektedir. Ancak bu noktaya ulaştıkları süreler
birbirinden farklıdır. İçerisinde %1,5 TiH 2 içeren numuneler, diğerlerine oranla daha kısa sürede ve % 431 ile maksimum
oranda hacimsel genleşme sergilemiştir. Bu oran % 0,5 TiH 2 içeren numunelerde % 422, % 0,75 TiH 2 içeren
numunelerde % 434 ve %1 TiH 2 içeren numunelerde % 449’dur. 670 o C’de köpürtme işlemine tabii tutulan numuneler
arasında en fazla hacimsel genleşmenin % 523 ile içerisinde %1 oranında TiH 2 içeren numunelerde meydana
geldiği görülmektedir. Bu sıcaklıkta en düşük maksimum hacimsel genleşme ise % 400 ile içerisinde % 1,5 TiH 2 bulunduran
numunelerde elde edilmiştir. Benzer şekilde 690 o C’de köpürtme işlemine tabii tutulan numuneler arasında
da en fazla hacimsel genleşmenin % 556 ile içerisinde %1 TiH 2 içeren numunelerde meydana geldiği görülmektedir.
Bu sıcaklıkta en düşük hacimsel genleşme ise % 356 ile yine içerisinde % 1,5 TiH 2 bulunduran numunelerde elde
edilmiştir. Burada dikkat çekici husus, % 1,5 TiH 2 içeren numuneler 650 o C’de maksimum hacimsel genleşme oranına
sahipken, 670 o C ve 690 o C sıcaklıklarda en düşük hacimsel genleşme oranlarına sahiptir. Bu fark hacimsel
genleşmeye yalnızca köpürtücü madde miktarın değil, aynı zamanda sıcaklığında etkisi olduğunu göstermektedir.
Literatürde genleşme oranın sadece köpürtücü madde miktarına bağlı olmadığı, aynı zamanda ergiyik viskozitesine
de bağlı olduğu belirtilmiştir [7-9]. Bu doğrultuda sıcaklıktaki artışın, köpürme işlemi sırasında ergiyik halde bulunan
numunenin viskozitesini düşürdüğü, böylelikle yapı içerisinde bulunan hidrojen gazının daha rahat genleşme
gösterdiği anlaşılmaktadır. Ancak bu genleşmenin devam etmesi, köpük yapıda hücre zarının incelmesine ve zarın
yırtılmasına neden olmaktadır. Dolayısıyla yapı içerisinde hapsedilmiş hidrojen gazının bu bölgelerden rahatlıkla
uzaklaştığı ve çöküntülerin başladığı görülmüştür (Şekil 3) [6]. Bunun sonucu olarak 710 o C’de köpürtme işlemine
tabii tutulan numunelerin hacimsel genleşme oranlarında azalmalar ve yapıda düzensizlikler meydana gelmiştir.
(1)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 2. Farklı sıcaklıklarda köpürtme işlemine tabii tutulan numunelerin köpürtücü madde miktarına ve köpürtme
sürelerine bağlı hacimsel genleşme oranları
Şekil 3. Köpürtme işlemi sırasında yapıda meydana gelen yırtılma
Şekil 4’te içerisinde değişik miktarlarda köpürtücü madde bulunan ve farklı sıcaklıklarda köpürtme işlemine tabii
tutulan numunelerin maksimum oranda hacimsel genleşmeleri sonucu elde edilen köpük yapıları verilmektedir. Bu
resimler üzerinden yapılan alansal ve çevresel ölçümler elde edilen numunelerin teoride küresellik değerleri hakkında
bilgi vermiştir. Bunun için aşağıdaki eşitlikten faydalanılarak hesaplamalar yapılmıştır. Burada f küresel şekil faktörü,
A alan ve P çevre uzunluğunu belirtmektedir.
f küresel = (4πA)/P 2 x100 (4)
Elde edilen verilere göre 650 o C, 670 o C ve 690 o C sıcaklıklarda maksimum hacimsel genleşme sergileyen numunelerde
% 90 ile % 95 arasında değişen küresellik değerlerleri mevcuttur. Ancak 710 o C’de köpük yapılardaki düzensizlikler
rahatlıkla fark edilmekte ve küresellik oranları diğerlerine oranla çok daha düşük olduğu görülmektedir.
Düz bir zemin üzerinde köpürtülen numuneler yer çekimi etkisiyle tam bir küreselliğe sahip olmadığından geometrik
şekilleri elipse benzemektedir [10].
318

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Maksimum oranda genleşme sergileyen numunelerin yoğunlukları karşılaştırıldığında ise en düşük yoğunluk içerisinde
% 1 TiH 2 içeren ve 690 o C’de köpürtülen numunelerde elde edilmiştir. Yoğunluk, numunelerin hacmi ile ters
orantılı olduğundan hacimsel genleşme oranı maksimum olan bu numunelerde yoğunlukta en düşük seviyededir.
Küresel şekle yakın olan numunelerde yoğunluk değişimi 0,41 - 0,52 g/cm 3 arasındadır.
Şekil 4. Farklı sıcaklıklarda köpürtme işlemine tabii tutulan numunelerin maksimum oranda hacimsel genleşmeleri
sonucu elde edilen köpük yapılar
3.2. Gözenek Morfolojisi Değişimi
Şekil 5’te maksimum oranda hacimsel genleşme sergileyen numunelerin gözeneklilik oranları verilmiştir. Gözeneklilik
oranı numune içerisindeki gaz boşluklarını ifade etmektedir. Bu oranın gözenek sayısı ile karıştırılmaması
gerekmektedir. Grafiğe bakıldığında 650 o C, 670 o C ve 690 o C sıcaklıklarda % 1’e kadar TiH 2 artışı gözeneklilik
oranında artışa neden olurken, 710 o C’de sürekli azalan yönde etki etmiştir. Benzer sıcaklıklarda % 1,5 TiH 2 içeren
numunelerde ise gözeneklilik oranında belirgin bir düşüşün meydana geldiği görülmektedir. Bunun sebebi, artan
sıcaklık ve köpürtücü madde miktarı, köpürtme işlemi sırasında gözeneklerin birleşmesine ve yer yer hidrojen kaçışı
ile çöküntülere neden olmasıdır. Maksimum oranda gözeneklilik % 85 ile 690 o C sıcaklıkta % 1 oranında TiH 2 içeren
numunelerde elde edilmiştir. En düşük gözeneklilik ise 710 o C sıcaklıkta % 1,5 oranında TiH 2 içeren numunelerde
% 75 oranında elde edilmiştir.
319

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 5. Maksimum oranda hacimsel genleşme sergileyen numunelerin gözeneklilik oranları
Şekil 6’da maksimum oranda hacimsel genleşme sergileyen numunelerin ara kesit resimleri verilmiştir. Numunelerin
gözenek yapıları makro boyutta incelendiğinde gözenek boyutu ve sayısında farklılıkların olduğu açıkça görülmektedir.
650 o C, 670 o C ve 690 o C sıcaklıklarda köpürtücü madde miktarı %1,5’e ulaştığında gözenek boyutlarında
diğerlerine kıyasla belirgin bir artış mevcuttur. Bu durum köpürtme işlemi sırasında preform içerisinde yoğun halde
bulunan TiH 2 ’ün çözünmesi sonucu açığa çıkan gaz baloncuklarının birleşmesi ile oluşmuştur. Ayrıca artan sıcaklıkla
birlikte yapı içerisindeki hidrojen gaz basıncındaki artış bu durumu daha etkin hale getirmektedir. Söz konu
etkenler aşıldığı zaman ise 710 o C’de köpürtme işlemine tabi tutulan numunelerde olduğu gibi çökmeler meydana
gelmektedir. Gözenek boyutu dağılımı açısından içerisinde % 0,5 ile % 1 arasında TiH 2 içeren ve 690 o C’de köpürtülen
numuneleri daha homojen olduğu görülmektedir. Alüminyum köpük üretiminde TiH 2 miktarı genellikle % 0,6
ile % 1 arasında seçilmektedir.
Şekil 6. 650 o C’de köpürtme işlemine tabii tutulmuş numunelerin gözenek yapıları
320

4. SONUÇLAR
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışmada toz metalurjisi yöntemi ile üretilen küresel şekilli alüminyum köpük parçalarda köpürtme sıcaklığının
ve köpürtücü madde miktarının, köpürme davranışı üzerine etkileri araştırılmıştır. Elde edilen verilere göre küresel
şekilli alüminyum köpüklerdeki hacimsel genleşmenin yalnızca köpürtücü madde miktarına bağlı olmadığı, aynı
zamanda sıcaklık ile ilişkili olduğu belirlenmiştir. Çünkü alüminyum köpüklerde artan sıcaklık ile birlikte ergiyik
viskozitesi düşmektedir. Bundan dolayı hem sıcaklık, hem de köpürtücü madde miktarındaki artış yapı içerisindeki
hidrojen gaz basıncını artırmakta ve yapıda daha rahat genleşme sağlamaktadır. Ancak bu genleşme belirli bir
noktadan sonra hücre zarında incelmelere ve yırtılmalara neden olarak küresel şekilli alüminyum köpüğün çökmesine
ve yapısal düzensizliklerin oluşmasına neden olmaktadır. Bu durumum 710 o C sıcaklıkta daha etkin olduğu
belirlenmiştir. Dolayısıyla sıcaklık ve köpürtücü madde miktarındaki artış ile küresel şekilli alüminyum köpük üretim
süreci kontrolünün azaldığı açıktır. 650 o C, 670 o C ve 690 o C sıcaklıklarda maksimum oranda genleşme sergileyen
numunelerde teorik olarak % 90’nın üzerinde küresellik elde edilmiştir. Fakat 710 o C’de küresellik bu oranın altındadır.
Küresel şekle yakın olan numunelerde yoğunluk değişimi 0,41 - 0,52 g/cm 3 arasındadır. 650 o C, 670 o C ve 690
o C sıcaklıklarda % 1’e kadar TiH2 artışı gözeneklilik oranında artışa neden olmuştur. 710 o C’de ise sürekli azalan
yönde etki etmiştir. Benzer sıcaklıklarda % 1,5 TiH 2 içeren numunelerde ise gözeneklilik oranında belirgin bir düşüş
meydana gelmiştir. Bunun sebebi, artan sıcaklık ve köpürtücü madde miktarı, köpürtme işlemi sırasında gözeneklerin
birleşmesine ve yer yer hidrojen kaçışı ile çöküntülere neden olmasıdır. Maksimum oranda gözeneklilik % 85
ile 690 o C sıcaklıkta % 1 oranında TiH 2 içeren numunelerde elde edilmiştir.
KAYNAKLAR
1. Ashby, M. F., Evans, A., Fleck, N. A., Gibson, L. J, Hutchinson J. W., Wadley, H. N. G.,‘‘Metal foams: a design
guide’’, Oxford, Butterworth, Heinmann, 2000.
2. Banhart, J., ‘‘Manufacture, characterisation and application of cellular metals and metal foams’’, Progress in
Materials Science, 46:559-632, 2001
3. Degischer, H.P.; Kriszt, B., ‘‘Handbook of Cellular Metals’’, Wiley- VCH, Weinheim, pp. 15–21, 2002
4. Rausch, G., K. Stobener, ‘‘Improving Structural Crashworthiness Using Metallic and Organic Foams’’, Porous
Metals and Metal Foaming Technology Conference Proceedings, Kyoto (Japan), JIMIC, 2005
5. Stöbener, K., Baumeister, J., Rausch, G., Rausch, M., ‘‘Forming metal foams by simpler methods for cheaper
solutions’’, Metal Powder Report, 60:12-16, 2005
6. Dudka, A., Garcia-Moreno, F., Wanderka, N., Banhart, J., ‘‘Structure and distribution of oxides in aluminium
foam’’, Acta Materialia, 56:3990–4001, 2008
7. Yang, C.C., Nakae, H., ‘‘Foaming characteristics control during production of aluminum alloy foam’’, Journal of
Alloys and Compounds, 313:188–191, 2000.
8. Uzun, A., Çinici, H., Türker, M., ‘‘Effect of deformation rate and foaming duration on the properties of spherical
aluminum foam produced by powder metallurgy’’, 5th International Powder Metallurgy Conference, Ankara,
801-807, 2008
9. Duarte, I., Banhart, J., ‘‘A study of alumınıum foam formatıon kınetıcs and mıcrostructure’’, Acta mater.,
48:2349±2362, 2000.
10. Stöbener, K.,
Baumeister, J., Rausch, G., Busse, M.,‘‘Metal Foams with Advanced Pore Morphology (APM)’’,
Fraunhofer IFAM, 26:231-237, 2007
321

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
YÜKSEK ORANDA GÖZENEK İÇEREN DEMİR ESASLI
KOMPAKTLARIN KARBON İÇERİĞİNİN BASMA
DAVRANIŞINA ETKİSİ
Nuray BEKÖZ*, Enver OKTAY*
*İstanbul Üniversitesi Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, Avcılar,İstanbul.
e-mail : nbekoz@istanbul.edu.tr, oktay@istanbul.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada; %48-70 arasında değişen oranlarda gözenek içeren demir esaslı kompaktlar; ön alaşımlı
Distaloy AE demir tozuna ağ. %0,3, 0,6 ve 0,8 oranında karbon katılarak toz metalurjisindeki boşluk
yapıcı tekniği kullanılarak üretilmişlerdir. Boşluk yapıcı olarak 0,71-1,00 mm boyut aralığına sahip düzensiz
şekilli karbamit, karbon katkılı Distaloy AE tozuyla kaplanmış ve 200 MPa basınç altında tek
yönlü preslenerek boy/çap oranı yaklaşık 1,5 olan ham kompaktlar elde edilmiştir. Ham kompaktlar içerisindeki
karbamitin oda sıcaklığında suda çözündürülmesi ile oluşturulan gözenekli yapılar; hidrojen atmosferi
altında 1200 °C’de 60 dakika sinterlenmiştir. Karbon ilavesi kompaktların basma dayanımlarını
arttırmıştır. Artan gözenek miktarı ile kompaktların basma dayanımları ve elastisite modülleri azalmıştır.
Basma testi sonuçları, mikroyapı karakterizasyon bulguları ışığı altında tartışılmıştır.
Anahtar kelimeler: Gözenekli malzemeler, ön alaşımlı demir tozu, sinterleme, basma testi.
EFFECT OF CARBON CONTENT OF HIGHLY POROUS IRON BASED
COMPACTS ON THE COMPRESSION BEHAVIOUR
ABSTRACT
In this study; iron based compacts having porosities in the range 48-70% were produced from 0.3, 0.6
and 0.8 wt.% carbon added pre-alloyed Distaloy AE powders by the space holder technique in powder
metallurgy. For this purpose irregular shaped carbamide particles with the size distribution of 0.71-1.00
mm were covered by carbon added pre- alloyed iron based Distaloy AE powder and pressed uniaxially
at 200 MPa to produce cylindrical green compact with length to diameter ratio of about 1.5. Highly porous
structures were obtained by removal of the carbamide in a water bath at room temperature and
sintered under hydrogen atmosphere at 1200 °C for 60 minutes. Carbon additions increased the compressive
strength values of the compacts. Compressive strength and the modulus of elasticity values of
the compacts decreased with increasing porosity. Results obtained by compression test were discussed
in light of the findings obtained by microstructure characterization.
Keywords: Porous materials, pre-alloyed iron powder, sintering, compression test.
1. GİRİŞ
Toz metalürjisi yöntemiyle üretilen demir esaslı malzemelerin mukavemetini arttırmak için, demir tozlarına
çeşitli alaşım elementleri ilave edilir. Karbon katkısı elastiklik özelliğin aranmadığı durumda yük-
322

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
sek mukavemete sahip parça üretimini ekonomik olarak mümkün kılmaktadır. Bu, parçanın her yerinde
demiri karbonla alaşımlandırarak elde edilir. Bu tip bir malzeme üretiminin en yaygın yöntemi demir
tozuyla grafiti karıştırmaktır. Yapılan çalışmalar, sinterleme sırasında östenit içerisine geçen karbonun
soğuma esnasında perlitik ve beynitik yapıyı oluşturduğunu ortaya koymuştur [1-6]. Chawla ve diğerleri
[7], Distaloy AB tozuna benzer bileşimdeki alaşımlı demir tozuna farklı oranlarda karbon ilave ederek
ürettikleri yoğun numunelerde mikroyapının perlit, beynit, martensit, nikelce zengin bölge ve gözeneklerden
oluştuğunu tespit etmişlerdir.
Boşluk yapıcı kullanarak toz metalurjisi yöntemiyle yüksek oranda gözenek içeren metal (köpüksü metal)
üretimi; gözenek özelliklerinin, malzeme şeklinin ve mekanik özelliklerin kontrolünde diğer yöntemlere
göre sağladığı birçok üstünlükten dolayı son yıllarda kullanılan bir yöntem olarak karşımıza çıkmaktadır.
Kullanılacak boşluk yapıcı, malzemenin içerisinde kalıntı bırakmadan kolayca atılabilmeli ve metalle
reaksiyona girmemelidir. Karbamit, hem termal hem de suda çözündürülerek yapıdan uzaklaştırılabildiğinden;
alüminyum, titanyum, paslanmaz çelik, nikel ve bunların alaşımlarından yüksek oranda gözenek
içeren metal üretiminde son yıllarda başarılı olarak kullanılmaktadır [8-11]. Mo içeren ön alaşımlı
demir tozlarından üretilen yüksek oranda gözenek içeren malzemeler; yüksek sıcaklığa ve ısıl şoklara
karşı dayanıma sahip olmasından dolayı ısı kalkanı olarak ısı yalıtımı ve soğutma sistemlerinde, yanma
motorlarının yüksek sıcaklığa maruz kalan çıkış yerlerinde kullanım potansiyeline sahiptir [12-13].
Literatürde; Distaloy AE tozundan hareketle boşluk oluşturucu kullanılarak toz metalurjisi yöntemiyle
köpüksü metal üretimine yönelik bir çalışma bulunmamaktadır. Bu çalışmada, boşluk yapıcı kullanarak
toz metalurjisi yöntemiyle Distaloy AE tozundan yüksek oranda gözenek içeren numuneler üretilerek;
karbon katkısının basma davranışı üzerine etkisi mikroyapı karakterizasyon bulguları ışığı altında değerlendirilmiştir.
2. MALZEME VE YÖNTEM
Deneysel çalışmada; Höganäs firması tarafından atomizasyon yöntemi ile üretilmiş ortalama tane boyutu
90 µm olan düzensiz şekilli ön alaşımlı Distaloy AE demir tozu kullanılmıştır. Karbon ilavesinin
sinterleme sonrası özelliklere etkisini incelemek için Höganäs firması tarafından üretilmiş sertleştirici
ve yağlayıcı özelliklere sahip ticari ismi UF4 olan grafit tozu kullanılmıştır. Ham mukavemeti arttırmak
amacıyla bağlayıcı olarak kullanılan parafin Merck firmasından temin edilmiş olup 46-48 ºC arasında
erime sıcaklığına sahiptir. Boşluk yapıcı olarak; +710-1000 µm boyut aralığına sahip düzensi3z şekilli
teknik safiyette karbamit kullanılmıştır. Karbamitin yoğunluğu; 1,34 g/cm , erime sıcaklığı 133 ºC ve 20
ºC sıcaklıktaki suda çözünürlüğü 108 g/mL’dir. Deneysel çalışmada kullanılan tozların kimyasal bileşimleri
Tablo 1’de verilmektedir.
Tablo 1 : Tozların kimyasal bileşimleri, % [3].
Şekil 1-(a)’da atomizasyon yöntemiyle üretilmiş ön alaşımlı Distaloy AE tozunun, (b)’de düzensiz şekilli
karbamitin Taramalı Elektron Mikroskobu (SEM) görüntüleri verilmiştir.
Şekil 1 : Deneysel çalışmada kullanılan (a) Distaloy AE tozunun ve (b) karbamitin SEM görüntüsü
323

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Deneysel çalışmada kullanılan toz metalurjisi yöntemi ile köpüksü metal üretiminin temel işlem adımları
Şekil 2’de verilmiştir.
Şekil 2 : Toz metalurjisi yöntemi ile köpüksü metal üretiminin temel işlem adımları
Numunelerin üretimi aşamasında ilk olarak; Distaloy AE tozuna ağ.%0,3, %0,6 ve %0,8 oranlarında
karbon ilavesi yapılarak farklı karbon içeriklerinde demir esaslı toz grupları oluşturulmuştur. lave edilen
karbonun karışım içerisinde homojen olarak dağılması için tozlar, 30 kg kapasiteli 30 devir/dakika hıza
sahip Apex marka laboratuar tipi karıştırıcı içerisinde 30 dakika süreyle karıştırılmıştır. Ham numunelerin
mukavemetinin arttırılması amacıyla bağlayıcı olarak ağ.%3 oranında hazırlanan parafin çözeltisi, ön
alaşımlı demir tozuna hac.%2 oranında katılarak oda sıcaklığında 30 dakika karıştırılmıştır. Karışıma;
hac.%50 ile %80 arasında değişen oranlarda karbamit ilave edilip turbula tipi karıştırıcıda 1 saat süre
ile karıştırma sonucu, karbamit parçacıkları demir tozları ile kaplanmışlardır. Demir tozlarıyla kaplanmış
karbamitin çelik bir kalıp içerisinde tek yönlü preslenmesiyle 12 mm çapında ve yaklaşık 18 mm yüksekliğinde
silindirik numuneler elde edilmiştir. Optimum presleme basıncını belirlemek amacıyla 100-400
MPa arasında basınçlar uygulanmıştır. Preslenen numuneler içerisindeki karbamitin çözündürülerek numunelerden
uzaklaştırılması oda sıcaklığında saf su banyosunda yapılmıştır. 200 MPa altında basınçlar
uygulanarak üretilen ve yüksek oranda karbamit içeren numunelerdeki karbamitin çözündürülerek
uzaklaştırılması esnasında yapının çöktüğü; 200 MPa üzerinde basınçlar uygulanarak üretilen daha düşük
oranlarda karbamit içeren numunelerde ise; karbamit uzaklaştırıldıktan sonra kurutma esnasında
numunelerin çatladığı görülmüştür. Bu nedenlerden dolayı tüm numuneler 200 MPa basınç uygulanarak
preslenmiştir. Çözündürme süresi; hacimce %80, %70, %60 ve %50 karbamit içeren numuneler için
sırasıyla; 3, 5, 8 ve 12 saat olarak gerçekleşmiştir. Numunelerin içerisinde kalan az miktardaki karbamit
ile bağlayıcı olarak kullanılan parafinin termal olarak giderilmesi ve sinterleme işlemi Lenton marka fırında
yapılmıştır. Seramik boru içerisine yerleştirilen numuneler; ortamdan N2 gazı geçirilerek önce 5 ºC/
dak ısıtma hızıyla 400 °C’ye ısıtılmış ve bu sıcaklıkta 30 dakika tutulmuş daha sonra ortamdan yüksek
safiyette H2 gazı geçirilerek 10 ºC/dakika ısıtma hızıyla 1200 °C’de 1 saat sinterlenmiştir.
Sinterlenmiş numunelerin yoğunlukları, açık ve kapalı gözenek oranları Arşimed Yöntemi’ne göre belirlenmiştir.
Sinterleme sonrası karbon katkılı ve katkısız numunelerdeki karbon içeriklerinin tayini; Leco
CS-600 marka C/S analiz cihazında gerçekleştirilmiştir. Numunelerin görüntü analizleri Jeol JSM-5600
Taramalı Elektron Mikroskobunda yapılmıştır. Metalografik inceleme için sinterlenmiş numuneler Struers
Epvac marka vakumlu kalıplama cihazında epoksi reçine ile kalıba alınıp Nikon FDX kamera bağlantısı
olan Olympus marka PME3 model ışık metal mikroskobunda incelenmiştir. Sinterlenmiş numunelerde
gözeneklerin küresel çap ve küresellik dağılımları; Clemex Vision PE-4.0 görüntü analiz programı kullanılarak
SEM resimleri üzerinde belirlenmiştir. Basma testleri, ZWICK marka Z 050 PROLINE model
mekanik test cihazında oda sıcaklığında 0,5 mm/dak. basma hızıyla gerçekleştirilmiştir. Gerilme- %şekil
değişim grafikleri ve hesaplamalar, Test-Xpert programının V11-02 versiyonu kullanılarak elde edilmiştir.
3. SONUÇLAR VE DEĞERLEND RME
Karbamitin oda sıcaklığındaki su banyosunda numunelerden uzaklaştırılması ile oluşturulan yüksek
oranda gözenekliliğe sahip numuneler sinterleme sonrasında da yapılarını korumuşlardır. Üretilen sinterlenmiş
numunelerin yoğunlukları 2,32-4,08 g/cm 3 , toplam gözenek oranları %.47,7-70,3, açık gözenek
oranları %.33,5-62,8 ve kapalı gözenek oranları %7,5-14,2 arasında değişmiştir. Artan gözenek
miktarı ile numunelerdeki açık gözenek oranı artmıştır. Bu artış gözeneklerin birbirleriyle bağlantı kurmasından
kaynaklanmıştır. Gözenek miktarı azaldıkça elde edilen gözenekler birbirinden izole olarak
kapalı gözenekli yapılar elde edilmektedir.
Karbamit miktarı arttıkça sinterleme sonrası numunelerin gözenek oranları da artmıştır. Ancak ilave
edilen karbamit miktarına göre sinterleme sonrası beklenen gözenek içeriklerinde azalma meydana gelmiştir.
Bu azalma hacimce %70 ve %80 karbamit ilave edilmesi durumunda daha fazla gerçekleşmiştir.
Sinterleme esnasındaki çekme ham yoğunlukla ters orantılı olduğundan daha yüksek miktarda karba-
324

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
mit kullanılarak üretilen numuneler daha düşük ham yoğunluğa sahip olup sinterleme sonucu nispeten
daha çok yoğunlaşmışlardır. Sinterleme sonrası numunelerde meydana gelen hacimsel çekme %4,3 ile
%6,7 arasında gerçekleşmiştir. Sinterleme sonrası gözenek oranı %48’in üzerinde olan numunelerde
karbon katkısının hacim değişimi üzerine önemli bir etkisi olmamıştır. %48 gözenek oranında ise tüm
numunelerde gözenek duvarlarının kalın olmasından dolayı artan karbon miktarıyla bir miktar çekme
gerçekleşmiştir. %0,8 karbon katkısında hacimsel çekme daha belirginleşmiştir. Sinterleme esnasında
meydana gelen boyutsal küçülme gözenek duvarlarında sinterleme esnasında meydana gelen çekmeden
kaynaklanmaktadır.
Sinterleme sonrası karbon katkılı numunelerin belirlenen karbon içerikleri Tablo 2’de verilmiştir. Karbon
katkısız sinterlenmiş numunelerin karbon içeriği %0,025 olarak bulunmuştur.
Tablo 2 : Karbon katkılı numunelerin sinterleme sonrası karbon içerikleri
Şekil 3’de farklı miktarlarda karbamit ilave edilerek üretilmiş ve 1200 °C’de 1 saat sinterleme sonrası
yaklaşık (a) %49,0, (b) %54,2, (c) %61,4 ve (d) %70,1 gözenek içeren karbon katkısız Distaloy AE numunelerin
yüzeylerinden alınan SEM fotoğrafları verilmiştir.
Şekil 3 : (a) %49,0, (b) %54,2, (c) %61,4 ve (d) %70,1 gözenek içeren numunelerin
yüzeylerinin SEM görüntüleri
Şekil 3’de verilen SEM görüntülerinde belirgin bir şekilde köpüksü yapının oluştuğu görülmektedir. Başlangıçta
ilave edilen karbamit miktarına bağlı olarak sinterleme sonrası numunelerin gözenek miktarları
değişmektedir. Gözenekler birbirlerinden hücre duvarlarıyla ayrılmışlardır. Yapılarda çatlak oluşumlarına
rastlanmamış ancak mikro gözenekler tespit edilmiştir. Gözenek morfolojisinin karmaşık olması kullanılan
karbamitin düzensiz şekilli olmasından ileri gelmektedir. Farklı oranlarda gözenek içeren karbon
325

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
katkısız Distaloy AE numunelerindeki gözeneklerin küresel çap ve küresellik değerleri Tablo 3’de verilmiştir.
Tablo 3 : Karbon katkısız numunelerdeki gözeneklerin küresel çap ve küresellik değerleri
Karbon katkılı Distaloy AE tozundan elde edilen yüksek oranda gözenek içeren numunelerin küresel
çap ve küresellik değerleri Tablo 3’de verilen değerlere çok yakın bulunmuştur. Gözenek miktarının azalmasıyla;
maksimum ve ortalama küresel çaplar azalmış, küresellik artmıştır. Düşük gözenek miktarlarına
doğru ortalama küresel çapların giderek azalmasının nedeni gözenek duvarlarında sinterlenmeden
kaynaklanan çekmenin baskın olmasıdır. Yüksek miktarlarda gözenek içeren numunelerde ortalama
gözenek boyutundaki artış ve maksimum gözenek boyutunun kullanılan karbamitin boyutundan büyük
olması gözeneklerin birbirleriyle bağlantı kurması sonucudur.
Şekil 4-(a) karbon katkısız, (b) %0,3, (c) %0,6 ve (d) %0,8 karbon katkılı Distaloy AE tozundan elde
edilen farklı gözenekliliğe sahip numunelerin gerilme-%şekil değişim eğrileri verilmiştir.
Şekil 4 : (a) karbon katkısız, (b) %0,3, (c) %0,6 ve (d) %0,8 karbon katkılı farklı gözenekliliğe sahip
numunelere ait basma eğrileri
Bu eğriler köpüksü metallerin tipik basma davranışını yansıtmaktadır. Her bir eğri elastik bir bölgeye,
uzun bir plato bölgesine ve gerilmenin hızla arttığı yoğunlaşma bölgesine sahiptir. Gözenek miktarının
artmasıyla; plato bölgesinin uzunluğu ve yoğunlaşmanın başladığı şekil değişimi artmaktadır. Numunelerin
maksimum basma gerilmeleri (üst akma gerilmeleri) ve plato gerilmeleri artan gözenek miktarı
326

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ile azalmaktadır. Elastik bölgeden sonra numunelerde meydana gelen yoğun gözenek duvarı kırılması
nedeniyle gerilmede ani düşüşler gerçekleşmiştir. Yaklaşık aynı gözenekliliğe sahip numunelerde, maksimum
basma mukavemetleri ve plato gerilmeleri artan karbon miktarıyla bir miktar artmıştır. Gözenek
oranının azalmasıyla karbon katkısının mukavemet üzerine etkisi daha da belirginleşmektedir. Ancak
karbon katkısının plato bölgesinin uzunluğu ve yoğunlaşmanın başladığı şekil değişimi üzerine belirgin
bir etkisi olmamıştır. Şekil 5’de karbon katkısız, %0,3, %0,6 ve %0,8 oranlarında karbon katkılı Distaloy
AE tozundan elde edilen farklı gözenekliliğe sahip numunelerin maksimum basma mukavemetlerinin
numunelerin içerdiği gözenek miktarına göre değişimi verilmektedir.
Şekil 5 : Farklı gözenekliliğe sahip numunelerde karbon katkısının maksimum basma
mukavemetine etkisi
Numunelerin maksimum basma mukavemetleri ve elastisite modülleri sırasıyla; 23-133 MPa ve 0,70-
3,43 GPa arasında değişmiştir. Tüm numunelerin maksimum basma mukavemetleri artan gözenek miktarıyla
azalmıştır. Gözenek miktarının artmasıyla; maksimum ve ortalama küresel çaplar artmış, küresellik
değerleri azalmıştır. Aynı gözenek miktarlarında numunelerin maksimum basma mukavemetleri artan
karbon miktarıyla bir miktar artmıştır. Azalan gözenek miktarıyla; karbon katkısının maksimum basma
mukavemeti üzerine daha belirgin etkisi olmaktadır. Yaklaşık %48 gözenekliliğe sahip numunelerde
%0,8 karbon katkısı maksimum basma mukavemetini %10,8 arttırmaktadır. Yaklaşık aynı gözenekliliğe
sahip numunelerin elastisite modüllerinde artan karbon içeriğine bağlı olarak önemli bir değişim gerçekleşmemiştir.
Ancak artan gözenek miktarına bağlı olarak elastisite modülleri azalmıştır.
lave edilen karbon miktarının yüksek oranda gözenek içeren numunelerin maksimum basma mukavemeti
üzerine etkisini açıklayabilmek için mikroyapı incelemeleri yapılmıştır. Mikroyapılardaki fazlar toz
metalurji yöntemi ile üretilmiş yoğun Distaloy AE kompaktları için literatürde verilen standart mikroyapı
görüntüleri ile karşılaştırılarak teyit edilmiştir [4]. Şekil 6’da yaklaşık %48 gözenekliliğe sahip karbon
katkısız ve farklı oranlarda karbon katkılı Distaloy AE tozundan elde edilen farklı gözenekliliğe sahip
numunelerin mikroyapı fotoğrafları verilmektedir. Mikroyapı görüntülerinde; Ferrit F, Perlit P, Beynit B ve
mikro gözenek G ile ifade edilmiştir.
327

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6 : (a) karbon katkısız, (b) %0,3, (c) %0,6 ve (d) %0,8 karbon katkılı numunelerin mikroyapı
görüntüleri
Literatürde yüksek oranda gözenek içeren ön alaşımlı demir esaslı kompaklarda karbonun etkisinin
araştırıldığı bir çalışma bulunmamaktadır. Yüksek oranda gözenek içeren Distaloy AE numunelerinde;
yoğun kompaktlarda olduğu gibi [4-6], karbon miktarının artmasıyla yapıyı oluşturan gözenek duvarlarında
ferritik yapıdan perlitik ve beynitik yapıya geçiş olduğu görülmüştür. Ancak bu çalışmada sinterleme
çevriminin soğutma aşaması kontrollü olarak yavaş yapıldığından; mikroyapıda beynit oluşumu az
gerçekleşmiş, martensit oluşumuna ise rastlanmamıştır. Gözenek oranının azalmasıyla karbon katkısının
mukavemet üzerine etkisi daha da belirginleşmektedir. Sonuçlar yüksek oranda gözenek içeren Distaloy
AE numunelerinde yapıda beynit ve martensit oluşumlarının artmasıyla daha yüksek mukavemet
değerleri elde edilebileceğine işaret etmektedir.
Teşekkür
Bu çalışma T-1431 proje numarasıyla stanbul Üniversitesi Bilimsel Araştırma Projeleri Birimi tarafından
desteklenmiştir.
KAYNAKLAR
1. HÖGANÄS HANDBOOK-2, Production of Sintered Components, Sweden, 2004.
2. HÖGANÄS HANDBOOK-4, Compacting of Metal Powders, Sweden, 2004.
3. HÖGANÄS-A.B., Höganäs Iron and Steel Powders for Sintered Components, Sweden, 1996.
4. HÖGANÄS A.B, Höganäs Handbook for Sintered Component- Metallography, Sweden, 2007.
5. CHAGNON, F., TRUDEL, Y., Designing Low, Alloy Steel Powders for Sinterhardening Applications,
Metallurgy and Particulate Materials, 1-10, 1999.
6. KHORSAND, H., HABIBI, S.M., YOOZBASHIZADEA, H., JANGHORBAN K., REIHANI, S.M.S., SE-
RAJI, H.R., ASHTARI, M., The Role of Heat Treatment on Wear Behaviors of Powder Metallurgy Low
Alloy Steels, Materials and Design, 23, 667-670, 2002.
7. CHAWLA, N., DENG, X., Microstructure and Mechanical Behavior of Porous
Sintered Steels, Materials Science and Engineering A, 390, 98-112, 2005.
8. MICHAILIDIS, N., STERGIOUDI, F., TSOUKNIDAS, A., PAVLIDOU, E., Compressive Response of
Al-foam Produced via a Powder Sintering Process Based on a Leachable Space-holder Material, Materials
Science and Engineering, 528, 1662-1667, 2011.
9. BAKAN, H.I., A Novel Water Leaching and Sintering Process for Manufacturing Highly Porous Stainless
Steel, Scripta Materialia, 55, 203-206, 2006.
10. KOTAN, G., BOR. A.S., Production and Characterization of High Porosity Ti- 6Al-4V Foam by Space
Holder Technique in Powder Metallurgy, Turkish J. Eng. Env. Sci, 31, 149-156, 2007.
11. GULSOY, H.O., GERMAN, R.M., Sintered Foams from Precipitation Hardened Stainless Steel
Powder, Powder Metallurgy, 51(4), 350-353, 2008.
12. KREMER, K., LISZKIEWICZ, A., ADKINS, J., Development of Steel Foam Material and Structures,
Technology Roadmap Program 9913 Final Report, The United States Department of Energy and
American Iron and Steel Institute, 2004.
13. ALY, S.M., High Temperature Mechanical Properties of Cast as well as Powder Metallurgical Manufactured
Metallic Foams, Doctorate Thesis, Stipendiat am Institut für Eisenhüttenkunde, Aachen,
Deutschland, 2004.
328

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
YAKIT HÜCRELERİNDE KULLANILACAK GÖZENEKLİ PASLANMAZ ÇELİK
TOZ METAL PARÇALARIN ÜRETİM PARAMETRELERİNİN ARAŞTIRILMASI
Adem KÖYLÜ* ve Yusuf USTA**
**Arazi,İnşaat ve Kamulaştırma Daire Başkanlığı, Boru Hatlarıyla Petrol Taşıma A.Ş. Bilkent Plaza BOTAŞ
Bilkent / Ankara, adamvillager@hotmail.com
*Makina Mühendisliği Bölümü, Mühendislik Fakültesi Gazi Üniversitesi 06570 Maltepe / Ankara,
uyusuf@gazi.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada yakıt hücrelerindeki ısı değiştiricilerinde de kullanılabilmesi düşüncesi ile SS316L küresel paslanmaz
çelik tozlarından, bir altlık üzerinde tutundurulmuş gözenekli yüzeye sahip parçalar üretilmiştir. Bunun için minimum
basınç-sıcaklık değerleri ile tozlar ve altlık arasındaki ilişki incelenmiştir. Ayrıca; tozların altlığa bağlanması için,
altlığın yüzey pürüzlülüğün arttırılması yöntemi uygulanmıştır. Bu amaçla yüzey aşındırma teknikleri araştırılmış,
en düşük yüzey pürüzlülüğü değeri belirlenmiştir. Çalışmalar yapılırken prosesin endüstrideki uygulanabilirliği gözetilmiştir.
Bunun yanında sıcaklık ve basıncın, açık gözeneklilik üzerindeki etkisi araştırılmıştır. Yapılan deney ve
testler 200 MPa presleme basıncı, 500°C presleme sıcaklığı, R a =1,7 µm altlık yüzey pürüzlülüğü ile gözeneklilik
yüzdesinin %29,6 değerlerinin yeterli başlangıç koşulları olduğunu göstermiştir.
Anahtar Kelimeler: Yakıt hücresi, gözenek, paslanmaz çelik, sinterleme, pürüzlülük, toz metalurjisi.
INVESTIGATION OF PRODUCTION PARAMETERS OF POROUS STAINLESS
STEEL SURFACES USED ON FUEL CELLS
ABSTRACT
In this study, parts that have porous surface of SS316L spherical stainless steel powder have been produced to be
used for heat exchangers of the fuel cells by designing and producing die and special punches. Minimum pressures
and temperatures for compacting have been examined to have bonding between powders and a substrate. Moreover,
surface roughness of the substrate has been increased in order to bond substrate and the powders. Surface
etching techniques have been investigated and minimum surface roughness has been defined. Besides, the effects
of temperature and pressure on open porosity have been investigated. The experiments and the tests showed that
200 MPa compacting pressure, 500°C temperature and R a =1,7 µm roughness, on the substrate are enough as the
initial conditions. Under these circumstances 29,6% porosity has been obtained.
Keywords: Fuel cell, pore, stainless steel, sintering, surface roughness, powder metallurgy
1.GİRİŞ
Isı değiştiricilerde yüzey alanının artırılması, aktarılacak ısı miktarını doğrudan etkilediğinden, dar hacimler nedeni
ile daha büyük yüzeyli ısı değiştiricisi kullanımı zorunluluğu giderek artmaktadır. Isı değiştiricisinde gözenekli yüzeyler
kullanmak veya yüzeyinde çıkıntılar oluşturmak yüzey alanını arttırmak için başlıca yöntemlerdir. Hem çıkıntılı
hem de gözenekli yüzeyin aynı anda imalatı ise iki başarılı uygulamanın birleştirilmesidir. Bu yüzey alanını önemli
ölçülerde artırmakla birlikte kılcal etki (capillary effect) yardımı ile iki fazlı soğutma (nucleate boiling) da mümkün
olmakta ve ısı değiştiricisinin verimi %300 mertebelerinde artmaktadır. Bu tür bir uygulama bakır tozları kullanılarak
yapılmış, teorik sınırların yanında bu sınırların endüstrideki uygulanabilirliği araştırılmıştır. Bugün, gelişen yakıt
329

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
hücreleri ve membran teknolojileri küçük hacimde daha büyük ısı açığa çıkarmaktadırlar. Yüksek sıcaklık ve yakıtın
oluşturduğu korozif ortam bu alandaki nitelikli malzeme ihtiyacını açıkça göstermektedir.
Mühendislik uygulamalarının en önemli ve en çok karşılaşılan işlemlerinden birisi, farklı sıcaklıklardaki iki veya
daha fazla akışkan arasındaki ısı değişimidir. Isı değiştiricilerinin konstrüksiyonunda yumuşak çelikler, alaşımlı çelikler,
özellikle bakır gibi diğer alaşımlar, seramikler veya özel maksatlar için de grafit gibi malzemeler kullanılır. Bu
malzemelerin seçiminde korozif, sıcak, basınçlı, asitli veya bazik ortam çalışma koşullarına dayanaklılığının yanı
sıra, özellikle metal malzemelerde imalat kolaylığının (bilhassa kaynak kabiliyeti), ısı iletim katsayısı, yoğunluk, ısı
yayınım katsayısı gibi fiziksel özellikler, pratikte standart çap ve boyutlarda imal edilebilme ve fiyat gibi etkenler göz
önünde tutulmalıdır [1].
Paslanmaz çelik endüstriyel tesislerde, korozyon dayanımı gereken yerlerde sıkça kullanılır. Paslanmaz çelikten
mamul ısı değiştiricileri yakıt hücreleri alanındaki malzeme gereksinimini, özellikle korozyona olan direnci nedeniyle
karşılamaktadır. Bilindiği gibi yakıt hücrelerinde (yakıt pillerinde); elektrokimyasal tepkime sonucu açığa çıkan ısıyı
uzaklaştırmak, bu teknolojinin verimli olarak kullanılabilirliğini etkilemektedir. Yakıt hücreleri yapıları gereği küçük ve
karmaşık geometriye sahip olduğundan oluşan ısıyı atabilmek için gerekli mekanizmanın boyutları sınırlanmaktadır.
Buna karşın, yakıt hücresinin gücü arttıkça açığa çıkan ısı da doğal olarak artacak ve daha büyük kapasiteli ısı
değiştirici kullanımı zorunlu hale gelecektir. Liter ve Kaviany [2] yaptıkları çalışmalarında, gözenekli yüzeylere sahip
ısı değiştiricileri ile kılcal etkisiyle (capillary effect) çift fazlı ısı transferi (sıvı ve gaz) ve aynı zamanda artırılmış yüzey
alanı elde etmişler ve böylece düz bir plakaya göre %300 gibi bir artışla ısı transferi kapasitesine ulaşılabileceğini
göstermişlerdir. Ulaşılan bu sonuç, yakıt hücresi ve elektronik cihazların soğutucularında gözenekli yüzeylere sahip
ısı değiştiricilerinin kullanılabileceği yönünde bir motivasyon oluşturmuştur.
Literatür incelendiğinde, gözenekli yüzeylerin oluşturulabilmesi için özellikle başta kimyasal olmak üzere çeşitli
yöntemler olduğu görülmektedir [3-6]. Ancak, kontrol edilebilir ve açık gözenekliliğe sahip parçalar için toz metalurjisi
yöntemi önemli bir çözümdür. Bunun yanı sıra iki farklı sıvı arasında sızdırmazlığı sağlamak amacıyla bir plaka
üzerinde gözenekli yapıyı oluşturmak için de yine T/M yöntemi önemli bir alternatif olacaktır. Tipik T/M parçaların
yapısal teorik yoğunluğu %85-%99,9 aralığında değişirken, gözenekli yapı için kullanılan teknik ve sinterlemeyle
%25 ile %85 arası teorik yoğunluklu parçalar üretilebilmektedir. Filtreler, kendi kendini yağlayabilen yataklar, bataryaların
elektrotları, akış kontrol cihazları, akış sınırlandırıcıları, darbe emiciler ile köpüksü yapılar bu parçalara
örnek olarak verilebilir [7].
Gözeneklilik basınç altında düşmekte yoğunluk üst sınırına yaklaşmaktadır. Yüksek gözenekliliğe sahip olabilmek
için düşük basınçta presleme gerekirken, tozların bir altlığa tutunabilmesi için sıkıştırma basıncının artırılması gerekmektedir.
Bakır ile yapılan çalışmalarda; minimum basınç seviyesinin 15MPa civarında olabileceği, ancak tutunma
için sıcaklık altında preslemenin yapılması gerektiği ve bunun da minimum 350°C olması gerektiği belirtilmektedir
[8]. Bakır tozlarından başarı ile üretilen gözenekli yüzeylerin [8], yakıt hücrelerinin ısı değiştiricilerinde anılan
özellikleri nedeniyle paslanmaz çelikten üretilmesi fikri bu çalışmanın kaynağını oluşturmaktadır. Tozlar ve yüzey
arasında güçlü bir bağ sağlamak amacıyla, ılık, hatta sıcak presleme zorunluluğu vardır. Koç, M. arkadaşları yaptıkları
çalışmada, sinterlemenin gerekli olacağı, oksidasyonu engellemek için sıkıştırmanın ve sinterlemenin korumalı
atmosferde yapılmasının gerekeceği, yüksek basınç ve sıcaklık değerleri her ne kadar güçlü ve kompakt bir yapı
için gerekse de gözenekliliği sınırladığı, tutarlı gözeneklilik seviyeleri için uygun toz boyutunun sağlanması gerektiği
sonucuna varmışlardır [9]. Isı değiştiricisi olarak kullanabilmek için, sıvı ile şekillendirme (hydroforming) yöntemi
kullanılarak, 0,05 mm kalınlığındaki SS304 levha ile 0,5x0,5 mm çok ince akış kanallı bipolar levhalar üretilmiştir.
Bu kanallar ile ısı transferi sıvısı için akış yolları oluşturulmuştur [10].
Benzer bir çalışmada, doğrudan metal lazer sinterleme kullanılarak, sinterlenmiş gözenekli 316L paslanmaz çelik
bileşenlerin işleme koşulları ve mikro yapısal özellikler incelenmiştir. Sinterlenmiş örneklerde genellikle %21–55
gözeneklilik elde edilmiştir [11].
Yakıt hücreleri oluşan kimyasal olaylar nedeniyle korozif bir ortam oluşturmaktadır. Östenitik 316L malzeme ile
500°C sıcaklıkta işletilen bir hücrede deneyler yapılarak, hava oksidasyonunun yüksek olduğu 500°C üstü sıcaklıklarda
paslanmaz çelik kullanmanın uygun olmayacağı belirlemiştir [12]. 300 saat sonra 800 ° C’deki yakıt hücresinde
hava oksidasyonundan dolayı paslanmaz çelik başlangıç kütlesinin %5 oranında azaldığı görülmüştür [12].
Yakıt hücrelerinin; düşük emisyon ve gürültü seviyeleri ile H 2 ’nin temel enerji kaynağı olması durumundaki yüksek
verimlilikleri nedeniyle yakın gelecekte önemli rol oynayacağı tahmin edilmektedir [13]. Zamanla fosil yakıtların
azalmasından duyulan endişe sonrası içten yanmalı motorlara göre pahalı bir yöntem olan yakıt hücreleriyle elektrik
üretme, yüksek verimliliği ve emisyonsuz olması sayesinde tekrar araştırılmaya ve geliştirilmeye başlamıştır [14].
330

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bugüne kadar olan yakıt hücrelerinin kısaca karşılaştırılması Tablo 1’de verilmiştir [15].
Şekil 1’de yapısı verilen yakıt pilinde katot tarafındaki akış kanalından hava geçerken, anot tarafındaki akış kanalından
hidrojen (yakıt) geçmektedir. Anot tarafındaki gözenekli tabakadan katalizör tabakaya geçen hidrojen, platin
katalizör sayesinde elektronlarını bırakır [16].
Yakıt Hücresi
Türü
Proton geçirgen
zarlı yakıt hücresi
(PEMFC)
Katı oksit yakıt
hücresi (SOFC)
Alkaline (bazik)
yakıt hücresi
(AFC)
Fosforik Asit yakıt
hücresi (PAFC)
Eriyik Karbonat
yakıt hücresi
(MCFC)
Doğrudan
Metanol (veya
Etanol) yakıt
hücresi (DMFC
veya DEFC)
Doğrudan Bor
hidrür yakıt
hücresi (DBFC)
Doğrudan Glikoz
yakıt hücresi
(Biyolojik yakıt
hücreleri) (DGFC)
Şekil 1. Yakıt hücresi (PEM) ve tabanında gözenekli tabaka bulunan kanaldaki akış.
Çalışma
Sıcaklığı
20-100°C
500-
1000°C
50-100°C
190-
220°C
600-
650°C
50-100°C
20-100°C
10-50°C
Tablo 1. Yakıt hücrelerinin kısaca karşılaştırılması.
Çalışma
Aralığı
Yakıt Avantajları
Düşük sıcaklık yüksek
Dezavantajları

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Çalışmada 55 mm çaplı metal toz sıkıştırma kalıbının tüm parçalarının imalatı yapılmış, imalatları tamamlanarak
montajları yapılan sıkıştırma kalıbının mekanik kısımlarının yanı sıra elektriksel kısımlarının hesap ve analizleri yapılmıştır.
Modellemede PHONEICS yazılımı kullanılmış, kalıbın oda sıcaklığından 500°C’lik bir sıcaklığa ulaşması
için gereken zaman 2250 saniye (~37,5 dk) olarak bulunmuştur (Şekil 2).
Şekil 2. Toz sıkıştırma kalıbının katı modeli ve ısıtma süresi sonunda kalıpta oluşan sıcaklık dağılımı.
Temin edilen 150 µm çapında küresel paslanmaz çelik tozu içerisinde bulunan daha küçük çapta tozlar ortamdan
açık gözenekliliği etkileyeceğinden, 75 µm altı tozlar birbirinden ayrılmıştır. Deneylerde 100 µm kalınlığında SS316L
paslanmaz çelik levhalar altlık olarak kullanılmıştır.
2.1. Toz Presleme Deney Düzeneği ve Deneyinin Yapılışı
Tozların preslenmesi için, mekanik laboratuarında bulunan DARTEC marka üniversal çekme-basma cihazı kullanılmıştır
(Şekil 3). Cihazın kontrol ünitesi kullanılarak basma yükü profili oluşturulmuştur.
Şekil 3. Metal toz presleme deney düzeneği.
Öncelikle, düz yüzeyli numuneler oluşturulmaya çalışılmıştır. Bu maksatla 55 mm çapında kesilen altlıkların, tozlara
doğrudan temas edecek yüzeyleri zımparalanarak hazırlanmıştır.75 µm elek altı tozlar, yaklaşık 2 mm kalınlıkta
bir katman oluşturacak şekilde alt kalıba koyulmuştur. Bu tozların üzerine altlıklar yerleştirilmiştir. Daha sonra üst
zımba yerleştirilerek izolasyonlar sarılmış ve kalıp ısıtılmıştır. Önceden ayarlanmış basınç değerine 10 saniyede
ulaşılacak şekilde rampa girişi uygulanmış ve bu basınç altında 60 s beklenmiştir. Bu süre bitiminde pres üst çenesi
332

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
kalıp üst zımbasından ayrılmış, izolasyon ceketleri çıkarılarak kalıbın soğuması beklenmiştir. Şekil 4’te kalıptan
çıkan numuneler görülmektedir.
Şekil 4. a) Presleme, b) Numunenin çıkarılması, c) 450°C sıcaklık ve 100 MPa basınç altında tozların altlığa
tutunmamış ancak kendi aralarında tutunmuş hali, d) 490°C presleme sıcaklığı ve 150 MPa basınç altında altlığa
bölgesel tutunmuş bir numune.
Tozların kendi aralarında tutunması ancak altlığa tutunmamaları, altlıklara ait pürüzlülük değerlerinin yeterli olmadığını
ortaya koymuştur. Yüzey pürüzlülüğü artırma işlemi öncelikle kaba zımparalarla gerçekleşmiş, ancak yine
sonuç alınamamıştır. Bu durumda daha etkin bir yöntem kullanılarak daha yüksek yüzey pürüzlülük değerlerine
ulaşılması gerekmektedir.
2.2. Kimyasal Yöntemle Yüzey Pürüzlülüğünün Artırılması
Elektrolitik bir ortam içerisinde bekleyen metal içerisinde aktiflikleri farklı bölgeler ve mikro yapılar arasında reaksiyon
başlar. Bu reaksiyon neticesinde kimyasal korozyon başlar. Kimyasal korozyon metalin içerisinde bulunduğu
ortamdaki diğer bir elementle doğrudan elektron alışverişinin söz konusu olduğu bir reaksiyondur.
Elektrokimyasal korozyonda konum olarak çoğunlukla farklı yerlerde oluşan iki kısmi reaksiyon vardır. Genel bütün
metallerde ve özellikle paslanmaz çeliklerde elektrokimyasal korozyon hasarlarına daha çok rastlanmaktadır.
Çalışmada altlık olarak kullanılan SS316L levha (100 µm kalınlığında) anot olarak kullanılmıştır. Katot olarak yine
aynı levhadan oluşturulmuş levha kullanılmıştır. Elektrolitik sıvı içerisinde elektrot bağlantısı olmayacak şekilde
katot bağlantı ucu çıkarılmıştır Anot levhasının tek tarafı (pitting korozyonunun istendiği yüzey) 80 mesh zımpara ile
pürüzlendirilmiştir. Anodun bu pürüzlendirilmiş yüzeyi katot tarafına doğru konumlandırılmıştır. Pürüzlülük deneyleri
önce farklı çözeltilerde oda sıcaklığında yapılmış ancak belirgin bir pürüzlülük artışı gözlenmemiştir. Gözlemlenen
NaCl içerisinde sıcaklık artışı olduğunda korozyonun hızla arttığıdır. Bu gözlem, çözelti kabı içerisindeki FeCl 2 flokları
oluşumunun hızlanması ve belirginleşmesidir (Şekil 5).
333

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 5. Farklı sıcaklıklardaki denemeler ve NaCl çözeltisinde FeCl 2 blokları.
Bunun üzerine, 70°C üzerinde bir sıcaklığa sahip % (w/w) 20 NaCl çözeltisi (kütlece %20 NaCl çözeltisi: 1000g NaCl
çözeltisinde 200 g katı NaCl bulunduğunu ifade etmektedir), Şekil 6’da görüldüğü gibi akım verilip, çözeltide reaksiyon
başlatılmıştır.
Şekil 6. Altlıklar için hazırlanan hızlandırılmış deney düzeneği.
334

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Deney düzeneği için kullanılan güç kaynağı, 32V-2A DC güç kaynağıdır. Bekleme süresi 8 dakika olarak belirlenmiştir.
İlk yüksek pürüzlülük değerine sahip yüzeyler elde edilip, olumlu sonuçlar alınmasından sonra şartları birbiriyle
aynı sekiz adet altlık hazırlanmıştır. Bu şartlara uygun olarak başlayan elektro-kimyasal reaksiyonda; çözelti
içerisindeki klor iyonları, anottan gelen demir katyonları ile birleşerek, belirli bir süre içerisinde oyuklanma korozyonu
gerçekleşmektedir. Deney sırasında zaman ilerledikçe güç kaynağından okunan besleme geriliminde bir artış
gözlemlenmiştir (başlangıçtaki gerilim 3,8V-4V arasındadır). Gerilimdeki artışın nedeni çözeltinin iletkenliğindeki
azalmadır. Çözelti iletkenliğinin azalması, serbest Cl - iyonlarının azalmasını göstermektedir. Bu durum, reaksiyonunun
gerçekleşmekte olduğunun göstergesidir. İletkenliğin azalmasıyla meydana gelen çözelti iç direncinin artışı
gerilimde yükselme olarak kendini göstermektedir. Bu artışın 8 dakika içerisindeki değişimi Şekil 7’de görülmektedir.
Sıcaklığın artışı reaksiyon hızını artırdığından süre kısalmıştır. Deneyin oda sıcaklığına yapılması durumunda reaksiyon
hızı düşmüş, pitting korozyonu süresi artmıştır.
Şekil 7. Elektrolitik çözelti direnci.
Elde edilen sekiz adet altlığın pürüzlülük değerleri Taylor Hubson SURTRONIC 3+ pürüzlülük ölçüm cihazı ile ölçülmüştür.
Ölçümler sonucunda elde edilen ortalama yüzey pürüzlülük değeri (Ra) ve profildeki tepe-çukur yükseklikleri
(Rz) pürüzlülük değerleri Şekil 8’deki grafikte verilmiştir. Ra ortalama değeri 1,7 µm civarında iken Rz değerleri
8,58–18,93 µm arasında değişmektedir. Ortalama Rz değeri 14,4 µm civarındadır. Bu fark uniform bir yüzey dağılımı
olmadığını göstermektedir. Uniform kabul edilebilir bir yüzeyin Rz/Ra=4 oranına sahip olması gerekir [19, 20].
Şekil 8. Altlık numunelerine ait Ra ve Rz değerleri.
Pürüzlülük değerlerinin ölçülmesinden sonra, sayısal ortama görüntü aktarabilen OLYMPUS GX71 optik mikroskopta
numunelerin yüzey morfolojileri incelenmiştir. Elde edilen en düşük ve en yüksek pürüzlü yüzeyler Şekil 9’da
görülmektedir.
335

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
R a =0,77 µm, R z =8,58 µm R a =2,30 µm, R z =17,48 µm
(Düşük Pürüzlülük değerine sahip altlık) (Yüksek Pürüzlülük değerine sahip altlık)
Şekil 9. En düşük ve en yüksek pürüzlü numunelere ait yüzey görüntüleri (50x).
Bu şartlarda; pürüzlülük değerleri R a =0,77 µm, R z =8,58 µm olarak ölçülmüş olan düşük pürüzlük değerine sahip
altlık kullanılarak T=500°C ve P=150 MPa şartlarında preslenmiş, ancak altlığa tutunma gerçekleşmemiştir. Tozlar
geri kalan pürüzlendirilmiş altlıklara T=500°C ve P=200 MPa şartlarında preslenmiş, hepsinde hem tozlar hem de
altlık arasında tutunma sağlanmıştır. Altlığa tutunan bu numuneler, 1150°C sıcaklıkta 30 dakika beklenmek suretiyle
korumalı atmosferde sinterlenmiştir. Koruyucu gaz olarak %95 Argon %5 Hidrojen karışımı kullanılmıştır. Sinterleme
işlemi PROTHERM marka PTF 12/38/250 model tüp fırında gerçekleştirilmiştir (Şekil 10).
Şekil 10. Sinterleme fırını ve uygulanan sıcaklık profili.
Bu şartlarda sinterlenen malzeme üzerinde görünür renk değişimleri meydana gelmiştir. Yani numunede sinterleme
sırasında oksijenle reaksiyon gerçekleşmiştir. Buna gerekçe olarak koruyucu gaz atmosferinin yetersiz kaldığı
düşünülebilir. Bu durum koruyucu gaz karışım oranından veya fırına giren koruyucu gaz karışımının debisinden olabileceği
gibi, tüp fırının girişinde ve çıkışında dışarıdan havanın girişi tamamen engellenememiş de olabilir. Bunun
yanında, disk şeklinde giren malzemede şekil değişiklikleri meydana gelmiştir. Altlığın tutunduğu yüzeyde meydana
gelen bombenin derinliği 3mm civarındadır (Şekil 11).
Şekil 11.Sinterleme fırınından çıkan numunelerin geometrilerindeki değişim.
336

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Gözeneklilik değerlerinin belirlenmesi için numuneler incelemeye alınacak şekilde yüzeyleri parlatılarak OLYMPUS
GX71 optik mikroskopta incelenmiştir. Görüntüler düzenlendikten sonra Image-J TM görüntü analiz yazılımı yardımıyla
binary modunda (ikili renk modu) gözeneklilik ölçümü yapılmıştır (Şekil 12). Her numunenin farklı bölgelerinden 7
adet görüntü analiz edilmiş ve numunelerin gözeneklilik oranı %29,6 olarak tespit edilmiştir.
Şekil 12. Gözeneklilik analizi için alınan resim ve siyah-beyaza dönüştürülmüş görüntüsü.
Gözeneklilik değerleri içerisinde en büyük değer %35,6 en küçük gözeneklilik değeri ise %23,3’tür.
3. SONUÇLAR VE ÖNERİLER
Çalışmada; farklı geometrilere sahip zımbalarla sıcaklık, basınç ve toz boyutu parametrelerinin araştırılması hedeflenmiştir.
Ancak; 500°C sıcaklık ve 50 MPa basınç altında tozlar birbiri arasında tutunurken altlığa yapışma
sağlanamamıştır. Basınç değeri 200 MPa değerine kadar testler yapılmıştır. Bu nedenle gözeneklilik testlerinden
önce altlık pürüzlülüğünün artırılması konusuna yoğunlaşılmıştır. Böylece, farklı yüzey geometrileri (farklı zımba
kullanımı) yerine sadece düz yüzeyli numuneler elde edilmiştir (tek tip zımba kullanılmıştır).
Gerek kalıptaki olumsuz deformasyonu önlemek ve gerekse uygulanabilirlik bakımından maksimum değerler olarak,
200 MPa basınç ve 530°C sıcaklık kullanılmış ancak, numunelerde sınırlı ve bölgesel olarak altlığa tutunma
gözlenmiştir.
Altlık malzemesinin yüzeyine herhangi bir işlem yapılmaksızın, tozlarla altlık arasında tutunma sağlanamamıştır.
Bunun üzerine 80, 150 ve 240 mesh’lik zımparalar ile altlık yüzeyi pürüzlendirilmiş ancak yeterli bir tutunma yine
sağlanamamıştır. Altlığın tutunmasını güçlendirecek kimyasal bir pürüzlülük artırma çalışması yapılarak, mekanik
tutunma için minimum pürüzlülük değerleri belirlenmeye çalışılmıştır. Kullanılan kimyasal çözeltilerin farklı derişimlerinde
pürüzlülüğü artıracak olan korozyon gözlemlenmiştir. NaCl, HCl ve Fe 3 Cl çözeltileri kullanılarak pürüzlendirme
çalışmaları yapılmış, en büyük oyuklanma (pürüzlülük) NaCl çözeltisi içerisinde gerçekleşmiştir. Bu durum
literatürdeki diğer çalışmalarla [3,17] paralellik göstermektedir. Elde edilen ortalama pürüzlülük değeri Ra=1,7 µm,
ortalama Rz değeri ise 14,4 µm civarındadır. Rz/Ra oranının yaklaşık 8 belirlenmesi, pürüzlülüğün uniform dağılmadığını
göstermektedir. Altlıklarda meydana gelen pitting korozyonu deliklerinin akım, zaman, konsantrasyon ve
levha kalınlığı parametreleri ile farklılaştırılabileceği görülmektedir.
Altlık numunesi üzerindeki korozyon, alt ve üst bölgede farklılık göstermektedir. Mikroskopta anot altlığın, akım
giriş ve çıkış tarafları incelendiğinde, anot akım çıkış tarafında belirgin bir korozyon olduğu görülmektedir. Kimyasal
yöntemle pürüzlendirme çalışması yapılırken, her taraftan eşit şekilde pürüzlenmiş, daha uniform pürüzlü yüzeyin
şartları araştırılmalıdır.
Yapılan çalışmalarda, özellikle sinterleme işleminde, şartlarının yeterince sağlanamadığı anlaşılmaktadır. Gelecekte
yapılacak çalışmalardan sağlıklı sonuçların alınabilmesi için laboratuvar şartlarının (sinterleme işlemi) iyileştirilmesi
önerilmektedir.
Çalışma sırasında düz yüzeylere sahip numuneler elde edilmiştir. Altlığa tutunmanın başarı ile sağlanmasının ardından,
yüzey alanını artırmak amacıyla mikro kanalların bulunduğu numuneler elde edilmeli ve bunların gözeneklilikleri
araştırılmalıdır.
Kimyasal yöntemden farklı olarak elektroerezyon yöntemi, daha kontrol edilebilir yüzey pürüzlendirme imkanı sunabilir.
Bu sebeple, yüzey pürüzlendirmede elektroerezyonla pürüzlülük artırma yönteminin kullanılması önerilmektedir.
Analiz neticesinde, minimum şartlarda, tutunmayı sağlayacak gözeneklilik oranı %29,6 olarak tespit edilmiştir. Pürüzlülüğün
artırılması ile tutunmayı sağlayan sınır gözeneklilik değerlerinin değişebileceği görülmüştür.
337

TEŞEKKÜR
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışma Gazi Üniversitesi Bilimsel Araştırma Projeleri tarafından 06/2010-56 kodlu proje olarak desteklenmiştir.
Teşekkürü bir borç biliriz.
KAYNAKLAR
1. İnternet: Türk Toz Metalurjisi Derneği “Toz Metalurjisi Üretim Teknikleri” http://www.turktoz.gazi.edu.tr/ttmd_
tr.htm (2009).
2. Liter S.G., Kaviany M., “Pool-boiling CHF enhancement by modulated porous-layer coating: theory and experiment”,
International Journal of Heat and Mass Transfer, 44: 4287–4311 (2001).
3. Qiao, Y.X., Zheng, Y.G., Okafor, P.C., Ke, W., “Electrochemical behaviour of high nitrogen bearing stainless
steelin acidic cloride solution: Effect of oxygen, acid concentration and surface roughness”, Electrochimica
Acta., 54: 2298–2304 (2009).
4. Sato, S., Enoeda, M., Kuroda, T., Oharo, Y., Mohri, K., Cardella, A., “Characteristic evaluation of HIP bonded
SS/DSCu joints for surface roughness”, Fusion Engineering and Design, 58-59: 749–754 (2001).
5. Torikai, Y., Penzhorn, R.D., Matsuyama, M., Watanabe, K., “Tritium uptake by SS316 and its decontamination”,
Journal of Nuclear Materials, 329-333: 1624–1628 (2004).
6. Wang, Y., Northwood, D.O., “An investigation into polypyrrole-coated 316L stainless steel as a bipolar plate
material for PEM fuel cells”, Journal of Power Sources., 163: 500–508 (2006).
7. Neikov O., Naboychenko S., Mourachova I., Gopienko V.,Frishberg I., “Handbook Nonferrous Metal Powders:
Technologies and Applications”, Elsevier, Amsterdam, 212-213 (2009).
8.
Cora Ö. N., Usta Y., Koç Y., “Micro-manufacturing of micro-scale porous surface structures for enhanced heat
transfer applications: an experimental process optimization study” Journal Of Micromechanics And Microengineering,
1-19 (2009) .
9. Koç, M, Usta, Y., Karakoç, A., “Investigations on thermo-mechanical fabrication of micro-scale porous surface
features”, Journal of Power Sources., 179: 592–602 (2008).
10. Mahabunphachai, S., Koç, M., Ni, J., “Development of a novel process for manufacturing of fuel cell bipolar
plates: internal pressure assisted embossing of microchannels with in-die mechanical joining”, 2006 ASME
International Conference on Manufacturing Science and Engineering, MSEC2006-21034, Ypsilanti, 1-5
(2006).
11. Gu, D., Shen, Y., “Processing conditions and microstructural features of porous 316L stainless steel components
by DMLS-mechanical fabrication of micro-scale porous surface features”, Applied Surface Science,
255: 1880–1887 (2008).
12. Molin, S., Gazda, M., Kusz, B., Jasinski, P., “Evaluation of 316 L porous stainless steel for SOFC support”,
Journal of the European Ceramic Society, 29: 757–762 (2009).
13. İnternet: Hacettepe Üniversitesi “Yakıt Hücrelerinin Tarihçesi” http://yunus.hacettepe.edu.tr/~yilser/yakitpili.
htm (2010).
14. İnternet: University of Denver “The Telegraph Line: Batteries” http://mysite.du.edu/~jcalvert/ (2010).
15. İnternet: The Hebrew University of Jerusalem The Institute of Chemistry “Origin of the Electric Current: Galvanic
Batteries” http://chem.ch.huji.ac.il/history/ grove.htm (2010).
16. F. Barbir, “PEM Fuel Cells : Theory and Practice”, Elsevier, (2005).
17. Dündar F. , “PEM tipi yakıt hücrelerinde kullanılan katalizörlerde farklı karbon desteği kullanılarak yüzey alanının
arttırılması ve kinetik özelliklerinin geliştirilmesi”, Yüksek Lisans Tezi, Gebze Yüksek Teknoloji Enstitüsü
Mühendislik ve Fen Bilimleri Enstitüsü, Gebze, 4-10 (2006).
18. Berning, T., Djilali, N., ‘’ Transport Phenomena in a PEM Fuel Cell: A Parametric Study Using a Three-Dimensional
Computational Model Transport phenomena in a PEM fuel cell’’, 11th Canadian Hydrogen Conference,
Victoria, 699-707 (2001).
19. İnternet: TMMOB İnşaat Mühendisleri Odası “Çimento Tipinin Donatı Korozyonuna Etkisi” http://www.e-kutuphane.imo.org.tr/pdf/3157.pdf
(2010).
20. İnternet: TMMOB Metalurji Mühendisleri Odası “AISI 316L Tipi Östenitik Paslanmaz Çeliklerin Taneler Arası Korozyona
Duyarlılığının Elektrokimyasal Polarizasyon Yöntemiyle Belirlenmesi” http://www.metalurji.org.tr/dergi/
dergi140/ d140_5061.pdf, (2010).
21. EN ISO 1302:2002, “Geometrical Product Specifications (GPS) - Indication of surface texture in technical product
documentation”, International Standard ISO, 90-93 (2002).
22. TS 2040 EN ISO 1302, “Geometrik mamul özellikleri (GMÖ) – Teknik mamul dokümantasyonunda yüzey durumlarının
gösterilişi”, Türk Standardı, (2005).
338

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
TOZ METAL Al MALZEMELERDE GÖZENEKLİLİK ORANININ ELEKTRİK
İLETKENLİĞİNE ETKİSİ
Adem Kurt, Ahmet Ayata ve Fatih Issı
Gazi Üniversitesi, Teknik Eğitim Fakültesi,06500 Ankara-Türkiye
ademkurt@gazi.edu.tr, ahmetayata42@gmail.com
ÖZET
Toz metal alüminyum malzemelerin kullanım alanı gün geçtikçe artmaktadır. Kullanım alanlarının genişlemesinde
toz metal malzemelerin özelliklerinin belirlenmesi büyük öneme sahiptir. Her belirlenen özellik yeni kullanım alanları
oluşturmaktadır. Bu amaçla bu çalışmada toz metal Al malzemelerin gözeneklilik oranına bağlı elektrik iletkenlikleri
araştırılmıştır. Bu amaçla 200, 250 ve 300 MPa sıkıştırma basınçlarında toz metal numuneler preslenerek, ham
ve sinterlenmiş yoğunlukları belirlenmiş, gözenek dağılımları ve gözenek şekilleri mikro yapı incelemesi ile tespit
edilmiştir. Sonrada bu numunelerin elektrik iletkenlikleri ölçülerek gözeneklilik oranına göre iletkenlik değişimleri
belirlenmiştir. Çalışma sonunda artan gözeneklilik oranına bağlı olarak elektrik iletkenliğinde azalma olduğu görülmüştür.
Anahtar kelimeler: Toz metal Al malzemeler, gözeneklilik, elektrik iletkenliği
THE EFFECT OF POROSITY RATE ON ELECTRICAL CONDUCTUVITY OF Al
POWDER MATERIALS
ABSTRACT
Use of Al powder materials increases recently. Defining of a property of the Al powder has an important role to
implement of the powder in another area. Every new property of a material defines a new application area. As the
purpose of this study, electrical conductivity of Al powder materials, were investigated in term of porosity. For this
purpose, 200, 250 and 300 MPa compression pressures were used and the green and sintered densities were determined,
the pore distribution and pore shapes have been detected by micro-structural analysis. Then the electrical
conductivity of the samples were determined by measuring changes in conductivity according to the amount of the
porosity. Decrease in electrical conductivity was observed with the increasing porosity
1.GİRİŞ
Toz metalurjisi; elementel veya alaşım tozların birbirleriyle karıştırılarak üretimi yapılacak parça kalıbının içerisinde
sıkıştırılıp sonra da atmosfer kontrollü bir fırın içerisinde sinterlenerek partiküller arasında metalurjik bir bağ oluşuncaya
kadar tutulması süreçleri içeren bir imalat yöntemidir. Toz metalurjisi karmaşık şekilli parçaların son boyutta
üretilmesinde çok ekonomik bir yöntemdir. Bunun dışında şu avantajları da içermektedir [1] .
Karmaşık şekilli ve basit parçaların üretiminde son derece uygun maliyetli bir yöntemdir, hurda kaybı yoktur ve daha
az ikincil işlemler gerektirir, bileşenlerin fiziksel ve mekanik özelliklerine yakın parçalar üretilir, üretilecek parçaların
yoğunluk kontrolü mümkündür, ikincil işlemler uygulayarak değişik özellikleri iyileştirilebilir.
Alüminyum toz metalurjisi süreci dört temel adımdan oluşur bunlar;
Kontrollü saflık ve boyuttaki Al tozları alaşımlanacak metal tozları ile karıştırılırlar. Genellikle partiküllerin birbirleriyle
ve kalıp duvarı ile soğuk kaynak yapmamaları için toz yağlayıcılar ilave edilir.
339

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Ön karıştırma yapılmış tozlar özel yapılmış metal kalıp içerisinde ham mukavemet kazandırmak için preslenirler.
Ön karıştırılmış Al tozları düşük basınçlarda veya enjeksiyonla yüksek yoğunluklara çıkarılırlar. 180 MPa’da %
90 ve 375 MPa’da % 95 yoğunluğa ulaşabilirler. Ham yoğunlukla, ham mukavemet 22 MPa ile 150 MPa arasına
çıkabilmektedir.
Ham mukavemet kazanmış parçalar atmosfer kontrollü bir fırında ergime sıcaklığının altında bir sıcaklıkta sinterlenirler.
Bu süreçte parçacıklar arasında metalurjik bağ gelişir ve istenilen fiziksel ve mekanik özellikler bir araya
getirilmiş olur. Alüminyumda oksit oluşması sinterlemeyi zorlaştırır. Bunun için sinterleme hidrojen, azot içeren ortamlarda
yapılmalıdır.
Birçok Al alaşımları 535–585 o C sıcaklıklarda 7–20 dakika sürelerde sinterlenirler [2]. Azot atmosferi tavsiye edilir.
Al T/M malzemelerin özellikleri üretim şekline göre değişebilmektedir. Mekanik özellikler yoğunluğa bağlı olarak 110
MPa ile 345 MPa arasında değişebilmektedir. Sinterleme sıcaklığı, süresi ve atmosferi bunları etkileyebilmektedir.
Toz metal Al malzemeler bu özelliklerinin dışında elektrik ve termal iletkenliğin ve korozyon direncinin yüksek olması
gibi özellikleri nedeniyle bu alanlarda da kullanılmaktadır. Bu sebeple bu çalışmada farklı gözenekliliğe sahip Al toz
metal parçaların elektrik iletkenlikleri ölçülerek gözenekliliğin elektrik iletkenliğine etkisi araştırılmıştır.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Bu çalışmada ortalama 51 µm boyutunda elementsel Al tozları kullanılmıştır. Al tozları 200, 250 ve 300 MPa sıkıştırma
basınçlarında preslenerek, 6,35 x 12,7 x 31,7 mm boyutlarında toz metal Al numuneler üretilmiş, bu numunelerin
ham ve sinterlenmiş yoğunlukları belirlenmiştir. Ayrıca yoğunluğa bağlı gözenek dağılımları ve gözenek şekilleri
mikro yapı incelemesi ile tespit edilmiştir. Sonrada bu numunelerin elektrik iletkenlikleri ölçülerek gözeneklilik oranına
göre iletkenlik değişimleri belirlenmiştir.
Bu çalışmada kullanılan Al tozların boyut analiz sonuçları aşağıda Şekil 1’de verilmiştir.
Şekil1. Deneylerde kullanılan Al tozların boyut dağılımı
340

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Farklı basınçlarda preslenen numunelerin ham yoğunlukları belirlenerek daha sonra 500, 540 ve 580 o C‘de 45
dakika süreyle argon atmosferinde sinterlenmişlerdir. Tablo 1’de numunelere ait ham ve sinterlenmiş yoğunluklar
verilmiştir.
Tablo 1. Toz metal Al numunelerin ham ve sinterlenmiş yoğunlukları
Sinterlenmiş Yoğunluk (%)
Basınç Ham Yoğunluk (%) 500 °C 540°C 580 °C
200 MPa 89 91 91,5 91,7
250 MPa 91,5 92,6 93 93,3
300 MPa 94 94,4 95,2 95,5
Şekil 2. T/M Al numunelerin sinterleme sıcaklığına bağlı yoğunluk değişimleri
Sinterlenmiş numunelere daha sonra elektrik iletkenlik testleri uygulanmıştır.
3.SONUÇLAR VE TARTIŞMA
3.1 Yoğunlaşma
Bu çalışmada üç farklı basınçlarda preslenen ve üç farklı sıcaklıkta sinterlenmiş numunelerin basınca ve sıcaklığa
bağlı yoğunluk değişimleri Tablo 1’de verilmiştir. Tablodan görüleceği gibi 200, 250 ve 300 MPa presleme basınçlarında
yoğunluk değişimi % 89, % 91.5 ve % 94 olarak elde edilmiştir. Artan presleme basıncıyla kalıp içindeki tozlar
birbirleri üzerinden kayarak yoğunlaşma davranışı göstermişlerdir. Artan presleme basıncıyla toz partiküllerin bir
araya gelme oranı artmış bunun sonucu olarak yoğunluk artışı elde edilmiştir.
Presleme ile ham mukavemet kazandırılan numuneler sinterleme işlemi ile partiküller ve toz taneleri arasında
metalurjik bir bağ oluşturularak mukavemetlerinin artışı sağlanmıştır. Şekil 2 de verildiği gibi sinterleme sıcaklığı
500 o C‘de en düşük presleme basıncı olan 200 MPa’da yoğunluk %89‘dan %91’e, 540 o C‘de %91.5 ve 580 o C‘de
%91.7 yoğunluklara ulaşılmıştır. Artan sinterleme sıcaklığı ham yoğunluğa göre bir yoğunluk artışına sebep olmakla
birlikte sinterleme sıcaklığının sinterlenmiş yoğunluk artışına etkisi artan presleme basıncıyla düştüğü görülmektedir.
Örneğin 200 MPa presleme basıncında %89 ham yoğunluktan 580 o C sinterleme sıcaklığında yoğunluk %91.7
ye çıkarak %2.7lik bir atış gösterirken 250 MPa’da %1.8, 300 MPa da %1.5’lik bir artış göstermektedir. Ham yoğunluk
arttıkça partiküller arası temasın artması, büzülme oranını düşürerek yoğunlaşma oranının da azalmasına
sebep olduğu düşünülmektedir.
341

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.2 Elektriksel Özellikler
Toz metal Al malzemelerin gözenekliliğe bağlı olarak elektrik iletkenliklerinin belirlenmesi amacıyla yapılan bu çalışmada
%8.3, %6.7 ve %4.5 oranında gözenekliliğe sahip numuneler kullanılarak ve bunlara 10 A’e kadar akım
verilerek gözenekliliğe bağlı gerilimleri ölçülmüş ve gözenek miktarının elektrik iletkenliğine etkisi belirlenmiştir.
Şekil 3’de presleme basıncına bağlı oluşan gözenek durumuna göre toz metal numunenin akım-gerilim ilişkisi
verilmiştir.
Şekil 3. Presleme basıncının elektrik iletkenliğine etkisi
Şekil 3’ de görüldüğü gibi 200 MPa düşük presleme basıncında % 8.3 gözeneklilikte 1 volt gerilimde 8 A akım geçerken
%6.5 ve %4.5 gözenekli numunelerde 1 volt gerilimde 9.5 A akım geçmektedir. Bilindiği gibi tam yoğun bir
katıya bir elektriksel alan uygulanırsa, serbest elektronlar hızlanırlar ve kafes atomlarıyla çarpışarak kinetik enerjilerini
azaltır veya kaybederler. Meydana gelen akım, uygulanan elektriksel alanın şiddeti ve çarpışma frekansı ile
belirlenen ortalama elektron hızı ile orantılıdır. İdeal bir kristalde elektronlar dirençle karşılaşmadan hareket ederler.
Fakat gerçek kristallerde elektronlar fononlar, dislokasyonlar, boşluklar yabancı katkı atomları ve herhangi kafes
kusurlarıyla çarpışırlar [3]. Bunlarda elektronların hareketini sınırlandırırlar. Toz metal malzemelerde gözenekler
boşlukları oluşturduğundan elektronlar bu boşluklara çarparak kinetik enerjilerini azaltmaktalar ve dolayısıyla boşluklar
elektronların hareketini sınırlandırdığından iletkenlik değerlerinin düşmesine neden olmaktadırlar. Ayrıca toz
metal malzemelerde gerek sinterleme öncesi toz partikül yüzeylerinde oluşan oksitler, gerekse sinterleme sırasında
sinter atmosferine bağlı oluşabilecek oksitlerin toz metal numunelerde elektrik iletkenliğini düşürdüğü yapılan çalışmalarda
belirtilmiştir [4].
Şekil 4. Sinterleme sıcaklığının elektrik iletkenliğine etkisi
342

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 4’de sinterleme sıcaklığının toz metal Al numunelerde elektrik iletkenliğine etkisi görülmektedir.Burada da
gözenekliliğe benzer bir iletkenlik davranışı görülmektedir. Düşük sinterleme sıcaklığında gözenek kapanma oranı
azaldığından başka bir ifadeyle daha fazla gözeneklili yapı elde edildiğinden düşük basınçlarda preslenmiş numunenin
elektrik iletkenliğine benzer bir iletkenlik eğrisi elde edilmiştir. 540 ve 580°C’lerde sinterlenmiş numunelerde
gözenek oranı azaldığından elektrik iletkenliğinin arttığı görülmüştür.
3.3 Mikroyapılar
Şekil 5. Preslenme basıncının gözenekliliğe etkisi, a) 200 MPa, b) 250 MPa, c) 300 MPa
Toz metal malzemelerde gözeneklilik oranı presleme basıncıyla değişmektedir. Şekil 5‘te görüleceği gibi presleme
basıncı 200 MPa da %11 gözenekli bir yapı oluşmuştur. Gözenekler toz metal partiküllerin presleme ile bir araya gelip
oluşturdukları tanelerin köşelerinde boşluklar halinde siyah noktalar olarak görülmektedir. Presleme basıncı 250
MPa’a çıkarıldığında gözenek miktarının azaldığı Şekil 5b’de görülmektedir Şekil 5c’de ise 300 MPa’da preslenmiş
numunenin mikroyapısı görülmektedir. 300 MPa’da gözenek miktarı ve boyutunun iyice azaldığı bariz bir şekilde
görülmektedir. Gözenek miktarının ve boyutunun değişmesinde ve azalmasında presleme basıncı etkili olduğu gibi
sinterleme sıcaklığı da etkili olmaktadır.
Şekil 5’de mikroyapısı verilen numuneler 500°C’de sinterlenmişlerdir. Sinterleme sıcaklığının gözenek değişimine
etkisi Şekil 6’da verilmiştir.
Şekil 6. Sinterleme sıcaklığının gözenekliliğe etkisi a) 500 °C, b) 540 °C c) 580 °C
Şekil 6’da 250 MPa presleme basıncında 500, 540 ve 580°C‘de sinterlenmiş numunelerin mikro yapı fotoğrafları verilmiştir.
500 ve 540°C’lerde sinterlenmiş numunelerde gözenek miktarı birbirine yakın gözükmekle birlikte 580°C’de
gözenek miktarının yok denecek kadar azaldığı kalan gözeneklerin boyutlarının küçüldüğü görülmektedir. Sinterleme
sırasında gözenek küçülmesinin nedeni partiküller arası boyun bölgesinin oluşması, oluşan boyun bölgesinin
büyüyerek partiküllerin eksenleri arasındaki mesafeyi azaltarak partiküllerin bir bütün tane şekline dönüşmeleridir.
Partiküller taneye dönüşürken gözenekler yok olmakta, boyu büyük olup da yok olamayan gözenekler de boyutları
küçülerek tane köşelerinde bulunmaktadırlar.
4.SONUÇLAR
Toz metal Al malzemelerde gözenek miktarının elektrik iletkenliğine etkisinin belirlenmesi amacıyla yapılan bu çalışmada
aşağıdaki sonuçlar elde edilmiştir.
1. Toz metal malzemelerde yoğunluk artışında presleme basıncı önemli bir etken olup, presleme basıncın artması
ile ham numunelerin gözenek miktarı da azalmaktadır.
2. Gözenek miktarının azalmasını etkileyen bir diğer faktör sinterleme sıcaklığıdır. Bu çalışmada kullanılan Al
malzeme için 500, 540 ve 580°C sinterleme sıcaklıkları kullanılmıştır. Artan sinterleme sıcaklığı yoğunluğu
artırırken gözenek miktarını azaltmaktadır.
3. Presleme basıncıyla artan yoğunluk artışı toz metal numunelerin elektrik iletkenliğinde de artışa sebep olmaktadır.
1 volt gerilimde 200 MPa da preslenmiş numunede 8 Amper akım geçerken, 250 MPa da preslenmiş
numune de 9.4, 300 MPa’da preslenmiş numunede 9.6 Amper akım iletilmektedir.
343

4.
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Sinterleme sıcaklığı yoğunluğu artırdığından elektrik iletkenliğinde de artışa neden olmaktadır. 500°C’de sinterlenmiş
numune yaklaşık 8 A akım iletirken, 540 ve 580°C’de sinterlenmiş numuneler 9.8 A akım iletmektedir.
KAYNAKLAR
1. Randall M.German Powder Metallurgy and Particulate Materials Processing Editörler. S.Sarıtaş,M.Türker,N.
Durlu 2007 Ankara
2. http://www.aluminum.org/Content/NavigationMenu/TheIndustry/PowderandPaste/PowderMetallurgy.PDF
3. R.M.Rose, L.A.Shepard,J.Wulff, çevirenler Kaşif Onaran, Sabri Altıntaş, Malzemelerin Yapı ve Özellikleri Elekronik
özellikler,1986
4. Ye.P. Mamunya, H. Zois, L. Apekis,, E.V. Lebedev, Influence of pressure on the electrical conductivity of metal
powders used as fillers in polymer composites, Powder Technology 140 (2004) 49– 55
344

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
POWDER
COMPACTION AND
APPLICATIONS
www.turkishpm.org
345

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
NEW PRESS TYPE EP WITH ELECTRICAL SERVO DRIVE SYSTEM
Christian MÜLLER,
DORST Technologies GmbH & Co. KG, Mittenwalder Str. 61,
82431 Kochel am See/Germany
ABSTRACT
In this new press type the rigidness of a mechanical press meets the high precision and convenience of a closed
loop controlled hydraulic press. The flexibility is assured by easy programming, due to the powerful electronic
control system, proven with hydraulic presses since years. The well known IPG ® has been adapted to the new task
and guarantees quick setting of tools. The machine is designed to accept existing TPA die-sets, or optional quick
clamping system for new tool concepts. The positioning accuracy of the punches is within± 0,001 mm, thus fulfilling
demand for minimized tolerances.
Also future environmental requirements, such as minimum energy consumption, low noise emission or absence
of hydraulic oil and lubricants are implemented in the new design. The paper presents the new type in detail and
compares the performance to existing press systems.
Keyworks: Powder Metallurgy, Compacting Press, Servo electrical press
1. INTRODUCTION
The standard drives for powder presses are nowadays mechanical drives, hydraulic drives or the so-called hybrid
drives. All these technologies have proven to be successful during many years of extensive use in the production
process and under various conditions.
The range of application of the different press types varies:
Mechanical presses are mainly used as standard machines with pressing forces of up to about 4500 kN for the production
of “simple” parts in long production runs. These machines have a fixed sequence of operations, all individual
movements are interdependent of each other and the upper punch determines the pressing cycle.
This press type is especially characterized by reliability and low energy demand and combines a high production
rate with consistent part quality. Operation of the press requires well-trained and highly qualified technicians with
extensive knowledge of the functions and operational steps of the machines. The actual setting process and the
adjustment of the cycle are complex and time-consuming.
The application of hydraulic presses ranges from small pressing forces up to maximum pressing forces. All movements
can be carried out independently of each other and that is the reason why this technology is predestinated
for multi- platen systems.
The machines are usually equipped with programmable control systems, which are complemented by measuring
systems on the machine axes. Thanks to this, it is possible to record and compensate deviations, which occur during
the pressing process.
Hydraulic presses are used for the production of complex and multi-level parts with close tolerances. The closedloop
control ensures stabilized results, even under varying external conditions. The setting process is reduced to a
minimum thanks to advanced electronic control systems, supporting software and technical experts. The hydraulic
drive requires high energy input and thorough maintenance to ensure reliability during continuous operation.
346

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
As a leading manufacturer of axial powder pressing technology, DORST Technologies is always striving for new
approaches and solutions to optimize the production step of shaping. The mentioned drive technologies are fully
developed nowadays.
For pressing forces of up to 1600kN there is now an alternative drive technology, which incorporates the various
advantages of both existing systems:
2. THE ELECTRICAL SERVO DRIVE SYSTEM
2.1. Fundamental Principles Of The Electrical Servo Drive
With the new EP press series the movements of the punches are generated by means of servo-motors and a
backlash-free spindle drive. They provide for dynamic movements with accurate positioning and, as a result, for
high stroke rates and precise compacts.
In order to use all the positive characteristics of servo-motors to their full extent for the powder pressing technology,
DORST Technologies did not integrate the new drive type into an existing press type but has developed a new press
series for this purpose.
The motors are of compact design and do not require any intermediate elements such as a transmission or coupling,
but activate the spindles directly. That is why this drive technology has an extremely high rigidity.
Each drive motor is equipped with its own measuring system – the closed-loop control is carried out individually
and directly on the active axis. Thus, inaccuracies resulting from indirect measuring are eliminated. In addition, the
press is equipped with length measuring systems. Joint processing of both signals leads to a very high positioning
and repeat accuracy of the axes.
As a result there is a significant increase of speed, since the normal time-consuming adjustments, e.g. through
hydraulic lines and hydraulic valves, are eliminated and the correction is carried out directly on the axis!
All axes for compaction on a standard press, which are the upper punch, the die and the core rod, are driven by their
own servo-motor. All movements can be carried out independently of each other.
The maximum torque and thus the force are at disposal at any rotational speed and in any position. Thanks to this,
movements can be carried out at the highest speeds up to the pressing position.
2.2. Implementation Of The Technology In The Machine
The EP press type is equipped with a pre-stressed frame with four columns. The frame is of high rigidity and at the
same time ensures easy access to the press area, respectively the tool, from all sides.
The new press series comprises pressing forces from 150kN up to 1600kN and operates according to the die
withdrawal process. It is designed for the application of quick-action clamping systems as well as for the installation
of die sets. Thanks to the resulting flexibility, tools from existing presses can easily be integrated into the new
machines.
The new development is based on the modular design of DORST Technologies: Besides the new frame, DORST
Technologies uses parts and complete subassemblies, which have been successfully used in production on other
press types for years and have proven their reliability.
For instance: Guidance of the axes is carried out in backlash-free linear guides, which provide a favorable length
to supporting difference ratio within the frame. These guides have been successfully used in powder presses of the
type TPA-HS for more than 10 years.
The EP press series is designed in compliance with well-proven and reliable technology, which fulfills all requirements
for the operation in daily production.
The compact design of the drive motors allows for space-saving installation compared to conventional plants. The
floor space of an EP50 press requires for instance only about 70% of the floor space of a comparable mechanical
347

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
press for 500kN. Furthermore, there is the electrical installation, which requires a separate switch cabinet for the
drive motors. However, the switch cabinet can be installed independently of the press and thus further away and in
a space-saving manner, e.g. on a powder platform.
The operating level is not very high for the most types of the EP press series, so that a pit is usually not required.
The positioning and repeating accuracy of the press axes amount to ±0,001 mm and therefore easily meet today’s
requirements for tolerances of compacts.
These accuracies are achieved during each stroke by the extremely high consistency of the rotational speed, which
is higher by a factor of 10 compared to conventional plants as well as by the measuring systems installed in each
servo motor.
Closed-loop control is carried out by means of the sophisticated control system DVS/DCS ® , which has been used
worldwide in hydraulic presses for years and has been adapted to the specific requirements of the electrical drive.
Thanks to the quick reaction of the purely electrical closed-loop control system and the dynamics of the servomotors,
all movements – with consistently high precision – can be carried out with maximum speed and thus be
used to increase the number of strokes. The time required by a motor to run up from standstill to the maximum
speed is approximately 100 ms.
Thus, the electrically driven EP presses achieve speeds of mechanical high speed presses. However, for the new
press type there is no need of taking early decisions during the investment regarding the press design. The flexibility
of electrical presses allows for production optimization to be carried out only as a function of part geometry
and powder flow behavior. This means that when high parts or complex geometries are to be pressed, the press is
being operated with a lower number of strokes and auxiliary movements of the filler to ensure adequate filling, but
with pressing of flat parts the same press may be operated at a significantly higher speed – optimized number of
strokes and thus maximum productivity in accordance with the pressing requirements are the result.
The maximum torque and thus the force are at disposal at any rotational speed and in any position. As a result, the
high efficiency factor of the servo motors is being transmitted to the machine as a whole. The energy required for
the operation of a powder press with a nominal pressing force of 500 kN amounts to an average amount of about 4
kW (operated at a pressing force of approx. 400 kN and 50 strokes/min). Even a mechanical press requires under
the same conditions approx. 6,5 kW and the energy demand of a hydraulic press is about three times as much.
For the purpose of meeting different requirements regarding press technology, all axes can be controlled according
to position. The upper punch can alternatively be controlled according to the pressing force and can therefore
produce precise compacts with constant height or density.
2.3. Control System DVS/DCS ® and IPG ®
Complete monitoring and programming are carried out by means of the control system DVS/DCS ® , which has
proven to be successful for many years on hydraulic presses. With this control system all hardware-related and
software-related possibilities required for the control of the electrically driven EP press are available.
The control system DVS/DCS ® (Do r s t Visualisation sy s t e m/Do r s t Co n t r o l sy s t e m) ensures completely free programming
in due consideration of the technological requirements of the press. Depending on the individual part
to be pressed, its geometry and the desired tolerances, the technological optimum flow chart for the press will be
programmed. It is not a requirement to take into consideration any fixed operational sequences of the machine
(mechanical upper punch and/or die) nor it is necessary to adjust the speeds accordingly.
The software tool in t e l l i g e n t Pr o g r a m ge n e r at o r iPg ® is an integral part of the control system. On the basis of
some input data on geometry of the part to be pressed, the IPG ® calculates the complete pressing process and
generates the appropriate machine program. The machine program is exactly adapted to the respective press type
and, therefore, represents the perfect cycle. The required adaptations for the optimization of density, height and
weight can quickly and easily be carried out by means of the screen masks which were especially designed for this
purpose.
Due to the simple design and clear structure of the windows for programming, manual entries regarding operational
machine sequences can easily be carried out.
348

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Access to all functions is as usually provided by the well-known user interface and each operator, who has already
experience with the control system of e.g. a hydraulic press, will be able to cope with it without any difficulties.
2.4. Advantages Compared To Previous Press Types
Due to the design and behavior of the servo motors, there are a number of advantages, which prove to be beneficial
for the press technology:
•
•
•
•
•
The compact design allows for little floor space of the press. This is a significant advantage of the EP press
series taking into account that it is not easy to enlarge the space in existing buildings.
The direct drive – without intermediate components – leads to a significant decrease of effort regarding maintenance
and servicing, due to the fewer number of subassemblies. The provision of spare parts can be limited
to a minimum.
The machines of the EP press series do not require any auxiliary fluids and lubricants. Hydraulic oil is not required
and therefore there is no need of oil change. In addition to resulting cost savings, this also means that
there are no environmental hazards due to leakage of such fluids. The installation place of the machine does
not have to be equipped with an oil pan or a leak proof pit.
The motors have a very low noise emission: Typically these emissions amount to less than 65 dB(A). This
means that, without taking any noise-absorbing measures, the noise level in the pressing plant falls significantly
below today’s admissible values.
The low energy demand decreases the operating costs for a long term and for the entire lifetime of the machine.
Furthermore, there is the possibility of using the energy supply cabinet of the first electrically driven press for
further machines: Up to four powder presses can be operated simultaneously with only one supply cabinet. This
ensures a reduction in costs for the second and further machine investment!
3. UPSHOT
The introduction of the Servo Motor Drive Press EP represents a milestone in the development of compacting
presses for the PM industry. Environmental friendliness, low energy consumption and logistic advantages are combined
with yet unknown opportunities for press movements and directly controlled adjustments.
349

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MAGNESIUM BASED GRANULES AND POWDERS – A TOOL FOR
SOLVING THE CHALLENGES OF OUR MODERN WORLD
Wolfgang GITTERLE
ALMAMET GmbH
ABSTRACT
Beside the typical use of magnesium in die casting there are manifold uses of magnesium in our modern
world. To reach the requirements magnesium ingots are processed into granules, powders and
raspings. These products are then used for the production of chemical substances and metals, for
pyrotechnic applications and also for the refining of high quality steels. Other applications are the use
for increasing the performance of refractory materials in high temperature areas and for the production
of computer casings. Without magnesium based products some of our technical improvements would
not have been possible.
The presentation will show the chemical properties of the used magnesium, the mechanism of production
and the chemical and metallurgical explications for the use of magnesium in these special application
fields.
Keywords: Magnesium, raspings, granules, powders, chemicals, desulfurization
1. INTRODUCTION
Magnesium is a light metal with manifold applications. Beside the use for automotive parts,- one of the most famous
application was the use in engine parts of the Volkswagen Beetle-, magnesium is also a very important alloying
metal for aluminium alloys. According to figure 1 the world wide consumption of magnesium has become almost
800.000 tons per year [1]. The most important producer of magnesium is by far China with an yearly production of
more than 650.000 tons. The sales of magnesium raspings, granules and powders with chinese origin has reached
85.000 tons in 2010, which is a bit more than 10% of the world wide use of magnesium; this shows that the use of
magnesium for applications beside alloying and diecasting is still a niche market.
Figure 1. Worldwide use of magnesium [1].
350

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Almamet as a producer of magnesium based raspings, granules and powders, is one of the most important players
in this market; although the quantities of material are not that high compared to the quantities in the steel industry,
nevertheless this is a field with a wide range of challenges and opportunities.
2. PROPERTIES OF MAGNESIUM
The atomic number of magnesium is 12, the atomic weight is 24,3050 g/mole. Magnesium has a density of 1,738
g/cm³, a characteristic light metal with excellent properties for the use in automotive parts. The crystal lattice is
hexagonal which brings some difficulties in forging of magnesium parts. Aluminium- magnesium alloys with 50%
Mg and 50% Al are brittle and cannot be sawed with cutting machines.
Magnesium has a low melting point, it melts at 650°C and has a vapour point of 1090°C; the low melting point limits
the use of this light metal in some technical applications.
The normal potential of magnesium is -2,372 V, which indicates that magnesium has a high affinity to react with
oxygen. Especially for the use of magnesium based parts at higher temperature it is necessary to protect them
against oxidation. Therefore the use of coatings is a convenient way of protection.
3. PRODUCTION OF MAGNESIUM FINES
Magnesium is a very reactive material and a lot of safety issues have to be considered. Magnesium fines are
dangerous products which need to be transported and stored under consideration of strong safety regulations. The
problem of oxidation is always present during the production process of magnesium parts. Drilling can only be done
with special emulsions, based on oils or any other non- flammable liquids, which are able to reduce the process
temperature and avoid the oxidation and burning of magnesium.
The production of fine magnesium products can be done in two different ways. The conventional production route is
the sawing of ingots (figure 2), followed by the grinding of the produced rasping and, as last step, the classification
of the produced fines. According to the size of the products the materials are classified in raspings, granules and
powders. Typical granules of this production route are shown in figure 3.
Figure 2. Raw material for the production of magnesium fines
Figure 3. Magnesium granules Mg99,95, produced from ingots
351

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Another possibility to produce magnesium fines is the spraying of liquid magnesium metal through a nozzle under
an inert atmosphere. This production route is cost intense and mainly preserved for the production of magnesium
powders for military applications.
While the output of the conventional route is approximately 50.000 tons per year, the production of atomized powders
by spraying of magnesium metal is only a small part of this amount.
Especially for the use in hot metal desulfurization the use of magnesium granules made from secondary magnesium
alloys has become an important production route. For this use the requirements are not so strong as for other
applications, this is why a significant amount of magnesium scrap is used for the production of desulfurizing reagent
[2].
4. APPLICATION OF MAGNESIUM FINES
The main application of ground magnesium is the use as desulfurizing agent for the production of steel. Magnesium
granules in a size of 0,2- 1,0 mm are injected into molten iron, react there with sulphur and form a slag which can
be rather easily removed. This is by far the most important application of magnesium fines. The raw material for
magnesium granules is mainly pure magnesium with 99,95% Mg content. Another source for magnesium granules
is secondary magnesium, consisting mainly of magnesium alloys AZ91 and AM50 and AM 60. These materials have
brought very good results when desulfurizing at temperatures above 1500°C. The strength of these raw materials
limits the shape of the granules; it is much more difficult to get globular products compared to the results when
processing pure magnesium.
Magnesium granules are a very efficient reagent for removing the sulfur from hot metal. The efficiency is about
seven times higher than that of calcium carbide; a typical steelplant with initial sulfur contents of approx. 800ppm
in the hot metal before desulfurization and final sulfur contents of about 50ppm is using approximately 0,6-0,7 kg
magnesium granules per ton of hot metal [3]. Conventional steelplants using the typical route with blast furnace
and BOF converters are producing about 5 million tons of hot metal. This means that a mid sized steelplant has a
consumption of almost 3.500 tons of magnesium granules per year.
Another important application of magnesium granules is the use in semi- solid casting processes. Magnesium
granules are transported with a screw conveyor; friction leads to an increase of temperature and the granules start
to melt at the surface. This pulp of partly molten magnesium flows into the mould and fills it. With this process it is
possible to produce high quality computer casing boxes and automotive parts. Due to the high production costs of
the rasping this process is reserved only for high- end products. The advantages of this production route are low
thermal shrinkages and high quality surfaces of the products. With this production route it is possible to produce
thin- wall parts like notebook housings. The raw materials for this application are mainly magnesium alloys, based
on AZ91 or AM60 since it is necessary to reach high standards regarding the strength of the produced parts. Another
advantage of this process is the short production schedule; the period from designing to mass production of
the consumer part is very short, compared to other production processes [4].
The production of cored wires filled with magnesium granules and ferroalloys is another special application in the
steel production. In this case magnesium helps to provide good conditions for alloying and helps to reach special
structures of inclusions in the casted steel, which is important to reach the high demands on modern steels.
A big quantity of magnesium raspings is used in chemical processes. Magnesium is filled into catalytic reactors;
together with organic substances chemical reactions will start and organometallic compounds are generated. These
so called Grignard- reactions, running at different temperature levels and with different organic reagents, are used
for the production of different intermediates for the production of plastics or vitamins. The magnesium raspings are
in a size of 1 – 50mm length, depending on the process; generally it can be said that all raspings used in Grignard
reactions, are tailor made according to the requirements of the customers. Due to the special application the used
magnesium has to be high purity material; even a small number of impurities can lead to outliers and wastage of the
whole charge. The yearly amount of magnesium used in this application is less than 10.000 tons.
Only a small amount of magnesium fines is used as powders. Magnesium powders are sensitive against oxidization
and have to be carefully protected against humidity and open fires.
The main use of magnesium powders is in processes where a high level of energy is required. Magnesium has a
high affinity to oxygen; in combination with the high specific surface of powders this type of magnesium product is a
proper reagent for the reduction of metallic oxydes, e.g. tungsten from WO 3 . For this applications the used magnesium
has to be pure with a magnesium content of not less than 99,95% to avoid any impurities which might disturb
the properties of the produced metal.
352

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Another important application of magnesium powders is the use in pyrotechnics as an energy source. The magnesium
contains a lot of energy to start the specific reactions of the added metal oxydes with the result of sophisticated
colouring effects. The magnesium powders also burn with a bright flame, which is also used to bring a decorative
effect in fireworks. For the use in fireworks mainly magnesium-aluminium alloys with 50% Al and 50% Mg are used.
This material is brittle and can be crushed. The production of these powders is therefore done with crushers, it is
almost impossible to cut these alloys with saws. The powders are globular, which allows constant properties in all
dimensions; cutted magnesium powders have different dimensions in length and wideness, therefore these powders
will have a different appearance when burning, they tend to make sparks in all directions.
Magnesium based powders are also used for military applications. In this field magnesium flares are in use to irritate
thermal controlled weapons; In case if an airplane starts or lands in a dangerous area, in which it might be
attacked by thermal controlled weapons, a cloud of burning magnesium flares is generated which helps to irritate
any weapons which would have the engines of the plane as their target.
A very interesting application for magnesium based powders is the use in refractory bricks. Mainly powders based
on aluminium- magnesium- alloy 50/50 are used for increasing the performance of magnesia and carbon based,
resin bonded, refractory bricks. Additions of small amounts of Al-Mg- powders in a size of 0-500 microns have a
significant influence on the life time of the refractories. During the use of these bricks in converters or blast furnaces
the added alloy powder gets oxidized and forms Al 2 O 3 and MgO. This phase has very good properties regarding
strength, supports the structure of the bricks and also prevents the carbon of the refractory bricks from oxygen.
Even as theses powders have an influence on the price of the refractory bricks, the use is justified by an increased
life time of the refractory material. For this special application Almamet is selling some hundred tons per year. All
powders are tailor made; every customer has his own special requirements. Beside the pure alloy powders some
customers need to be supplied with premixes of alloy powders with magnesia to decrease the hazardous potential
of these fine materials. It has been detected that the addition of 30% magnesia tremendously reduces the explosivity
of these magnesium powders. In addition to this fact the dosage of the powder is much easier and helps the
producer of the refractory bricks to save time and brings big increases of the quality.
Some research activities were recently made with magnesium powders used for the storage of hydrogen [5]. The
hydrogen is stored as MgH 2 . The production of MgH 2 is done with magnesium powder and pressurized hydrogen at
temperatures between 250°C and 400°C. The production parameters for the typical reaction can be seen in figure 4.
The MgH 2 is a solid material which can be stored then in cartridges as a fuel for hydrogen driven cars. The hydrogen
is released then in the hydrolysis reaction between water and MgH 2 . This new application for magnesium powder
could be a solution for the storage of hydrogen for transport means in the future. The production process is patented
and the first commercial production should have been started [6].
5. CONCLUSION
Figure 4. Production parameters for MgH 2 [4].
Magnesium raspings, granules and powders are positioned in a niche market. Although the materials are not known
well, they play an important role in our modern life. Magnesium fines are used in manifold production routes. The
modern production of steel, plastics and even nutritials would not be possible without magnesium fines. Since the
requirements of modern construction materials continue to increase, magnesium fines are getting even more important
to fulfil the ambitious needs of our modern society.
353

6. REFERENCES
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
1. M. Shukun, W. Xiuming, X. Jinxiang, “China Magnesium Development Report in 2010”, 68 th Annual World
Magnesium Conference, Prague, 2011, p.51ff
2. A. Ditze, C. Schärf, “Utilising magnesium scrap in other sectors”, Recycling of Magnesium, p. 141ff
3. R. Schwarzenbrunner, F. Landerl, R. Apfolterer, “The Pig Iron Desulphurization as an Important Procedural Step
of the Steel Production”, The X. International Symposium for Desulphurization of Hot Metal and Steel,
2008, Lisbon, p.40ff
4. I. Nakatsugawa, T. Tsukeda, K. Kitamura, “Latest Developments in Magnesium Use for Thixomolding® in Asia”,
59 th Annual World Magnesium Conference, Montreal, 2002, p. 11ff
5. H. Uesugi, T. Sugiyama, I. Nakatsugawa, T. Ito, “Production of Hydrogen Storage Material MgH 2 and its Applications”,
67 th Annual World Magnesium Conference, Hong Kong, 2010, p. 49ff
6. M. Jehan, “Safe Clean and Efficient Solutions for Energy Storage”, 66 th Annual World Magnesium Conference,
San Francisco, 2009, p. 171ff
354

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
APPLICATION OF CENTRAL COMPOSITE DESIGN TO INVESTIGATE
THE EFFECTS OF REINFORCEMENT VOLUME FRACTION AND
MATRIX-REINFORCEMENT PARTICLE SIZE RATIO ON WEAR
CHARACTERISTICS OF Al-SiCp METAL MATRIX COMPOSITES
Ege Anıl Diler 1
, Rasim İpek 1
and Şöhret M. Eroğlu 1
1 Department of Mechanical Engineering, Ege University, 35100, Bornova, Izmir, Turkey, Ege.
anil.diler@ege.edu.tr, rasim.ipek@ege.edu.tr, sohret.eroglu@ege.edu.tr
ABSTRACT
In this study, the effects of reinforcement volume fraction, matrix-reinforcement particle size ratio and their interactions
on the wear characteristics of Al-SiC metal matrix composites have been investigated by using central experimental
composite design (CCD). To optimize the required number of experiments central composite design with
three factors and five levels was used. The fabricated composites were reinforced with SiC particles of 4.09, 7.5,
12.5, 17.5 and 20.91 volume fractions.
The particle sizes of 68, 86, 112, 138 and 156 µm were selected for both matrix and reinforcement particles. All these
values were determined according to CCD. The wear behavior of these Al-SiCp metal matrix composites have been
investigated under dry adhesive wear condition. Main factors and their interactions were effective on wear behavior
of Al-SiCp composites. The best combination of factors to obtain the highest wear resistance was achieved when
matrix-reinforcement size ratio equaled to one or was a little higher than one for high volume fraction.
Keywords: Powder metallurgy; Al-SiCp; Metal matrix composites; Central composite design; wear.
1. INTRODUCTION
Metal matrix composites (MMCs) have been extensively used because of high strength, light weight, improved wear
resistance. These materials are preferred in several applications; for instance, brake pads which have been made
of Al-SiC composites have been used in railway or automotive applications [1,2].
Ceramic phases like SiC improve the wear resistance of materials. These phases are found as particle or whisker
forms in the Al-SiC composites. Although the study of Aiguo and Rack [3] showed that whisker reinforcement is
more influential than particle reinforcement in enhancing wear resistance of a composite, Miyajima and Iwai [4]
presented composite with particle was more beneficial than ones with whisker and fiber. There are many factors
affecting the wear behavior of Al-SiC composites. These factors are reinforcement size and volume fraction, abrasive
size, load, speed, sliding distance, temperature, etc. The effect of matrix powder size hasn’t been taken into
account in the studies which all other factors were investigated [3-13]. However, matrix powder size is one of the
important factors in Al-SiCp composites which are manufactured by powder metallurgy method.
Because, matrix-reinforcement size ratio determines the distribution of reinforcement particles in the microstructure.
In addition to matrix-reinforcement size ratio, reinforcement volume fraction also affects particle distribution. Due to
volume fraction and matrix-reinforcement size ratio, particle clustering may occur, which raises probability of particle
clustering [14]. A reinforcement particle in a particle cluster can be easily pulled out from the material surface
contacting against the counterface material during the wear test. Hence, the wear resistance of the composites
355

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
reinforced with high reinforcement volume fraction can be lower than that of unreinforced materials. As a result of
aforementioned reasons, the matrix-reinforcement particle sizes and reinforcement particle volume fraction have a
strong impact on the wear behavior of the composites. As the number of the factors and their levels increases, the
number of experiment also increases. Therefore, many experimental design methods have been used to investigate
the wear behavior of Al-SiCp composites. Most of the researchers used Taguchi method [15-18] while Şahin
[19] applied factorial design method in his study.
Another experimental design method for statistical analysis is central composite design (CCD) method. CCD method
has been preferred by some researchers [20-21] because the number of experiment is decreased with the help
of this method. Unfortunately, the effect of matrix powder size on the wear behavior of composites has not been
investigated in all the studies mentioned above.
The aim of this study is to investigate the effect of the matrix powder size besides reinforcement particle size and
volume fraction and their interactions on the wear behavior of Al-SiCp composites under adhesive wear condition
by using CCD statistical analysis.
2. EXPERIMENTAL
2.1 Materials
SiC particle reinforced aluminum matrix composite specimens were manufactured from elemental powders by
powder metallurgy. According to CCD experimental method, the fabricated composites were reinforced with SiC
particles of 4.09, 7.5, 12.5, 17.5 and 20.91 volume fractions, and the particle sizes of 68, 86, 112, 138 and 156 µm
were selected for both matrix and reinforcement particles.
The powders were blended for 1 h in triaxial mixer to provide homogeneous dispersion. Then powder mixture was
cold compacted under a pressure of 450MPa. The green compacts were then sintered at 600 ºC for 6 h.
2.2 Wear test
The wear tests were performed under dry sliding conditions using a ball-on-disc type testing machine. A hardness
of 62 HRC and 6 mm diameter bearing ball was loaded against the specimens. The track diameter was 10 mm.
Wear tests were applied under the normal load of 5 N and at a constant sliding velocity of 0.416 m/s and a sliding
distance of 500 m. Before and after the wear test all specimens were cleaned with alcohol to remove accumulated
debris on the wear track and weighed before and after the wear tests using an electronic balance with a resolution
of 0.0001 g.
2.3 Experimental design
The experiments were designed according to CCD method. Each variable was studied at two different levels (-1,
+1), two axial points (-1.68179, +1.68179) and a center point (0) which is the midpoint of each factor range. The
minimum and maximum range of variables investigated and the full experimental plan with respect to their actual
and coded values are listed in Table 1.
Table 1. Experimental range of the variables studied using CCD in the terms of actual and coded factors.
Experimental results were analyzed using the Minitab 15 software. The polynomial equations for the response were
validated by ANOVA (analysis of variance) to determine the significance of each term in the equations and also to
estimate the goodness of fit in each case. Response surfaces were drawn for the experimental results obtained for
the effect of the different variables on the wear loss of the MMCs after the wear test in order to determine the main,
interaction and quadratic effects of these variables.
356

3. RESULTS AND DISCUSSION
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Table 2. Central composite design plan and experimental results.
The microstructures of Al-SiCp composites with different volume fraction, matrix and reinforcement size are shown
in Fig.1. Reinforcement particles were uniformly distributed in Al-SiCp composites with low volume fraction (Fig.1 a
and b) while they clustered in case high volume fraction of reinforcement was high level and matrix size was higher
than that of reinforcement particles (Fig.1 c and d).
Fig. 1. Optical micrographs of Al-SiCp composites at 100X magnification: (a) 7.5% Al(86µm)-SiCp(138µm);
(b) 7.5% Al(138µm)-SiCp(86µm); (c) 17.5% Al(86µm)- SiCp(138µm); (d) 17.5% Al(138µm)-SiCp(86µm).
357

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Table 3, Analysis of variance (ANOVA) of CCD model.
Table 3 shows the ANOVA of CCD model. The coefficient determination (R 2 ) was 0.9790. It means that the statistical
model can explain 97.90 % variability in the response. When the value of P is less than 0.05, the terms (main
factors, interactions and quadratic effects of factors) of the model are significant. As seen from Table 3, P values of
the main factors were less than 0.05 values; therefore, volume fraction, matrix and reinforcement sizes had significant
effects on the wear rate. Interactions of volume fraction*matrix size (A*B) and volume fraction*reinforcement
size (A*C) was also significant while interaction between matrix size and reinforcement size was insignificant on the
model. Except for volume fraction, quadratic terms of matrix and reinforcement size was insignificant.
To calculate the % contribution of the significant factors, the sum of squares of a factor divides the total sum of
squares. As seen from the Table 4, the factor of volume fraction of reinforcement particles had the highest contribution
on the response of the model.
Table 4. Contribution of significant main factors, their interactions and quadratic effects of factors.
Table 4. Response surface regression including only significant terms.
Eq. (1), the regression equation including coefficients of significant terms and coded values of factors, is given below:
W = 0.003651 - 0.005698 (A) + 0.001244 (B) - 0.002316 (C) + 0.002881 (A 2 ) - 0.000967 (AB) + 0.001750 (AC) (1)
where W is the response (wear loss) and A, B and C are the coded values of factors, volume fraction, matrix size
and reinforcement size, respectively.
358

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 2. Main effects plot for wear of Al-SiC composites.
Fig. 2 shows the individual main effect of matrix size on wear. Total surface area of matrix powder increases as
their size decreases, which results in an increase in hardness of composite due to an increase in number of obstacles
against movement of dislocations. Hence, wear loss of MMCs increased as matrix size increased in present
study.
Individual main effects plot of reinforcement particle size showed that wear loss decreased as reinforcement particle
size increased (Fig. 2). The reason is that large sized particles have higher load bearing capacity than smaller
one [10]. Another reason is that matrix-reinforcement interfacial area is wider for MMCs reinforced with small sized
particles, which causes to reinforcement particles easily pull out from the matrix [21]. Large sized particles tightly
embedded in the matrix; therefore, they protect the matrix until they fracture into smaller particles. As a result of two
reasons mentioned above, wear resistance of MMCs increases as size of reinforcement particle increases.
As for individual main effect of volume fraction on wear, wear loss decreases as volume fraction increased. In
fact, an increase in volume fraction negatively affects the mechanical behavior of MMCs because particle clustering
occurs as volume fraction increases. Particle clustering in MMCs weakens the mechanical strength such as
tensile strength [22]. From the point of view of wear, particle clustering depending on high volume fraction had
positive influence on wear resistance of MMCs in present study. This was only true when matrix- reinforcement size
ratio was high at high volume fractions. Because; for high volume fractions, wear resistance increased as matrixreinforcement
size ratio increased. Reinforcement particles which are located in cluster region are not bonded to
each other due to low sintering temperature. These particles are more easily debonded from the cluster region
or pulled out from the matrix during wear. Debonded or pulled out particles cause three-body abrasive wear [23],
which results in an increase in wear due to the fact that hard reinforcement particles tend to abrade both MMC and
counterface surfaces. These particles form a hard and stable MML at a later stage of wear. Wear loss reduces in
these stages, called as mild wear, which is attributed to existence of a hard and stable MML resulting in better wear
resistance [24]. In this case, it is easy to form a thinner, harder and more stable MML for MMC reinforced with small
sized particle compared to big sized particle one. Although the individual main effect of reinforcement size increases
wear resistance, coarse particle size at high level of volume fraction has negative influence on wear resistance. It is
also important to note that since the stress on the debonded or pulled out particles is excessive and the probability
of having defects of coarse particles is high, these particles will begin to become smaller and smaller by fracturing.
This situation increases the wear resistance of MMCs in that the ability of these particles to plough or to scratch
decreases.
Actually, probability of particle clustering increases as matrix-reinforcement size ratio increases. Although particle
clustering has a strong effect on the mechanical properties of MMCs reinforced with particles, Table 3 shows that
interaction between matrix size (B) and reinforcement size (C) had insignificant effect on wear because its P value
is greater than 0.05.
359

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 3. 3D response surface plot of the effect of volume fraction and matrix size and their interaction on wear.
Fig. 3 shows the interaction effect of volume fraction and matrix size on the wear of Al- SiCp composite while reinforcement
size is constant kept at coded value of 0. This response surface plot indicates that wear loss increased
at low level of volume fraction and high level of matrix size and also that the volume fraction had a dominant effect
over the matrix size (Table 4).
Fig. 4. 3D response surface plot of the effect of volume fraction and reinforcement size and their interaction on wear.
The interaction effect of volume fraction and reinforcement size on the wear of Al-SiCp composite while matrix size
was constant kept at coded value of 0 is shown in Fig. 4. As aforementioned above, this response surface plot indicates
that wear loss of Al-SiCp composites decreased at the high level of volume fraction and at the low level of
reinforcement size or at high matrix-reinforcement size ratio.
Consequently, for highest wear resistance the best combination of factors is achieved when matrix-reinforcement
size ratio equals to one or is a little higher than one for high volume fraction although both high volume fraction and
high matrix-reinforcement size ratio result in particle clustering.
4. CONCLUSIONS
In this study, the effect of reinforcement volume fraction, matrix and reinforcement size on wear of Al-SiCp composites
was investigated using CCD, and the following results were obtained:
(1) Reinforcement volume fraction, matrix and reinforcement sizes as individual main factors and their interactions
except matrix size*reinforcement size interaction affect wear behavior of Al-SiCp composites.
(2) Individual main effect plots of volume fraction and reinforcement size indicate that wear loss decreases as
values of these factors increases while matrix size has contradictory effect. In interaction between volume fraction
and matrix size, the effect of volume fraction dominates that of matrix size.
360

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(3) Although both volume fraction and reinforcement size as individual main factors decrease wear loss, interaction
between volume fraction and reinforcement size plays a negative role on the wear resistance at high volume
fraction and reinforcement size.
(4) The best combination of factors to obtain the highest wear resistance can be achieved when matrix-reinforcement
size ratio equals to one or is a little higher than one for high volume fraction.
REFERENCES
[1] Laden K., Guerin J.D., Watremez M. and Bricout J.P., Frictional characteristics of AlSiC composite brake discs,
Tribology Letters, 8, 2000, 237-247.
[2] Vencl A., Rac A., Bobic I., Tribological behaviour of Al-based MMCs and their application in automotive industry,
Tribology in industry, 26, 3-4, 2004, 31-38.
[3] Wang Aiguo and Rack H.J., Abrasive wear of silicon carbide particulate-and whisker- reinforced 7091 aluminum
matrix composites, Wear, 146, 2, 1991, 337-348.
[4] Miyajima T. and Iwai Y., Effects of reinforcements on sliding wear behavior of aluminum matrix composites, Wear,
255, 2003, 606-616.
[5] Veeresh Kumar G.B., Rao C.S.P., Selvaraj N., Mechanical and tribological behavior of particulate reinforced
aluminum metal matrix composites - a review, Journal of Minerals & Materials Characterization & Engineering, 10, 1,
2011, 59-91.
[6] Daoud A., Abou El-khair M.T., Wear and friction behavior of sand cast brake rotor made of A359-20vol%SiC particle
composites sliding against automobile friction material, Tribology International, 43, 2010, 544-553.
[7] Deuis R.L., Subramanian C., Yellup J.M., Dry sliding wear of aluminium scomposites-a review, Composites Science
and Technology, 57, 1997, 415-435.
[8] Alpas A.T. and Zhang J., Effect of SiC particulate reinforcement on the dry sliding wear of aluminium-silicon alloys
(A356), Wear, 155, 1, 1991, 83-104.
[9] İpek R., Adhesive wear behavior of B4C and SiC reinforced 4147Al matrix composites (Al/B4C-Al/SiC), Journal of
Materials Processing Technology, 162-163, 2005, 71-75.
[10] Bindumadhavan P.N., Heng Keng Wah, Prabhakar O., Dual particle size (DPS) composites: effect on wear and
mechanical properties of particulate metal matrix composites, Wear, 248, 2001, 112-120.
[11] Gül F. and Acilar M., Effect of the reinforcement volume fraction on the dry sliding wear behavior of Al10Si/SiCp
composites produced by vacuum infiltration technique, Composites Science and Technology, 64, 2004, 1959-1970.
[12] Sun Zhiqiang, Zhang Di, Li Guobin, Evaluation of dry sliding wear behavior of silicon particles reinforced aluminum
matrix composites, Materials and Design, 26, 2005, 454- 458.
[13] Mondal D.P., Das S., High stress abrasive wear behavior of aluminium hard particle composites: Effect of experimental
parameters, particle size and volume fraction Tribology International, 39, 2006, 470-478.
[14] Bhanu Prasad V.V., Bhat B.V.R., Ramakrishnan P., Mahajan Y.R., Clustering probability maps for private metal
matrix composites, Scripta Materialia, 43, 2000, 835- 840.
[15] Basavarajappa S., Chandramohan G., Paulo Davim J., Application of Taguchi techniques to study dry sliding wear
behavior of metal matrix composites, Materials and Design, 28, 2007, 1393-1398.
[16] Kök M., Computational investigation of testing parameter effects on abrasive wear behavior of AL2O3 particlereinforced
MMCs using statistical analysis, International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 52, 2011,
207-215.
[17] Venkat Prasat S., Subramanian R., Radhika N., Anandavel B., Arun L., Praveen N., Influence of parameters on
the dry sliding wear behaviour of aluminium/fly ash/graphite hybrid metal matrix composites, European Journal of
Scientific Research, 53, 2, 2011, 280-290.
[18] Sahin Y., The prediction of wear resistance model for the metal matrix composites, Wear, 258, 2005, 1717-1722.
[19] Sahin Y., Wear behavior of aluminium alloy and its composites reinforced by SiN particles using statistical analysis,
Materials and Design, 24, 2003, 95-103.
[20] Anoop S., Natarajan S., Kumaresh Babu S.P., Analysis of factors influencing dry sliding wear behaviour of Al/SiC
brake pad tribosystem, Materials and Design, 30, 2009, 3831-3838.
[21] Kumar S., Balasubramanian V., Developing a mathematical model to evaluate wear rate of AA7075/SiCp powder
metallurgy composites, Wear, 264, 2008, 1026-1034.
[22] Liu Z.Y., Wang Q.Z., Xiao B.L., Ma Z.Y., Clustering model on the tensile strength of PM processed SiCp/Al composites,
Composites: PartA 41, 2010, 1686-1692.
[23] Bindumadhavan P.N., Chia T.K., Chandrasekaran M., Heng Keng Wah , Loh Nee Lam, Prabhakar O., Effect of
particle-porosity clusters on tribological behavior of cast aluminum alloy A356-SiCp metal matrix composites, Materials
Science and Engineering A 315, 2001, 217-226.
[24] Venkataraman B., Sundararajan G., Correlation between the characteristics of the mechanically mixed layer and
wear behavior of aluminium, Al-7075 alloy and Al- MMCs, Wear, 245, 2000, 22-38.
361

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
HÖGANAS’ NEW MACHINABILITY ENHANCING MATERIALS
Philippe SZABO*, Eda YILMAZTÜRK YÜKSEKDAĞ**
*Höganas AB, France Office, 1117 Avenue Edouard Herriot, B.P. 117, F 69654, Villefranche sur Saone Cedex,
France, philippe.szabo@hoganas.com
**Höganas AB, Turkey Agency Office, Eksper Endustriyel Hammadde ve Dis Ticaret Ltd Sti, Sipahioglu Caddesi,
Salkim Apartmani, No:11 D:13, 34149, Yesilyurt, Istanbul, Turkey, eda@eksperdisticaret.com
ABSTRACT
This Höganäs presentation is done in order to show how it can be find improvement for machining processes, through
material selection. A straightforward way to improve the process is to use a material with enhanced machinability.
By adding small portions of machinability enhancing materials to the powder mix for component production, it can
be got significantly increased tool life (or productivity) and improved surface finish of the components.
Höganäs provides four different additives to choose from: totally new MnM and SM3, and the traditional MnX,
MnS. The optimal choice is dependent on the machinability process, indeed.
Main benefits to target are:
• higher productivity
• increased tool life
• improved surface finish
Key Words: MnX, MnS, PM Enhancing Materials, Machinability of PM Parts.
1. INTRODUCTION
Powder Metallurgy (PM) is well known for producing complex parts to very close tolerance. Yet, machining is still
important for some applications:
- Further demands on tolerances
- Undercuts
- Further demands on surface quality
2. MACHINABILITY
Assumed that machining operation can be defined as a “chip removing operation“. Therefore, we can consider
machinability as a general property, strongly influenced by machining process.
When determination to do as questioning “Is it easy to machine the material?” or “How to characterize
machinability?” , we can summarize this topic through measurement of tool wear and life (the real action between
tool edge and material) and then, surface quality of the machined part - cutting forces and torques -
shape of chip.
3. OBJECTIVE
Carry out “Drilling & Turning” tests on three different PM steels. Investigate how drill tool grades and additives will
influence machinability.
3.1 Experimental - Materials and Specimens for Machinability Experiments
Materials and Specimens:
362

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 1. Chemical composition of different powder mixes to be used in experimental application.
Additives: 0.3% MnS, 0.15% test additive MnM, SM3 in order to achieve variants in powder mix (Our new MnM &
SM3 are additives free from sulphur).
Compacted specimens: All specimens with GD = 7.0 g/cm³
Sintering/Sinter Hardening:
Figure 2. Sintering and Sinter Hardening conditions of powder mixes to be used in experimental application.
Heat Treatment: After sinter hardening - tempering at 200ºC in air for 60 minutes.
Microstructures:
Figure 3. Microstructure of part produced by AHC
powder mix at the end of processes, resulted typically
with 83 HRB hardness level.
Figure 5. Microstructure of part produced by CRM powder mix at the end of processes, resulted typically with 35
HRC hardness level.
363
Figure 4. Microstructure of part produced by DAE
powder mix at the end of processes, resulted typically
with 92 HRB hardness level.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.2 Experimental – Drilling and Turning Process for Experiments
Figure 6. Drilling machine to be used in process – Mazak Lathe Quick turn Nexus 200-II MY.
Figure 7. Ø100/Ø42 mm ring specimen to be used in drilling process (full pattern is equal to 302 holes).
Test Method: To drill as many holes as possible before break down. (More than eight drill per test used to establish
statistic values).
Cutting Parameters & Drills:
Figure 8. Types and properties of drills to be used in experimental applications.
3.3 Experimental – Results of Drilling and Turning Experiments
Drilling Machinability of AHC / DAE / CrM :
364

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 9. Affect of different type of enhancing materials on tool life and production efficiency.
(Test held on part produced by AHC based powder mix.)
Figure 10. Affect of different type of enhancing materials on tool life and production efficiency.
(Test held on part produced by DAE based powder mix.)
Figure 11. Affect of different type of enhancing materials on tool life and production efficiency. (Test held on part
produced by CrM based powder mix.)
365

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Turning Machinability of AHC / DAE / CrM :
Figure 12. Affect of different type of enhancing materials on tool life and production efficiency.
(Test held on part produced by AHC based powder mix.)
Figure 13. Affect of different type of enhancing materials on tool life and production efficiency. (
Test held on part produced by DAE based powder mix.)
4. HÖGANAS’ SOURCING GRID
To facilitate the powder mix selection, Höganäs has developed its internal “Machinability Sourcing Grid”.
The tool is based on a comprehensive range of tests under selected different process conditions with a representative
selection of materials combined with Höganäs’ four additives.
366

5. CONCLUSIONS
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 14. Illustration of the tool, by playing on the targeted results.
Höganäs is proposing “Machinability Enhancing Materials”, in order to get main benefits at your production as ;
- higher productivity
- increased tool life
- improved surface finish
By improving your machining processes through material selection, you can get a straightforward way to improve
the process using a material with enhanced machinability. By adding small portions of machinability enhancing
materials to the powder mix for component production, you can increase tool life (or productivity) significantly and
improve the surface finish of the components.
For this aim, “Höganäs provides four different additives to choose from: MnM, MnX, MnS and SM3. The optimal
choice is dependent on the machinability process”.
“All results thank to Olof Andersson + Mats Larsson + Bo-Hu + Nandivana Nagarjuna and team / Höganäs
AB”
367

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
POWDER PROCESSES &
CHARACTERIZATION OF
METAL POWDER AND
PM PARTS
www.turkishpm.org
368

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
YAPAY YAŞLANDIRMANIN SiC VE 7075 ALÜMİNYUM ALAŞIMI İÇEREN BİR
İŞLEVSEL DERECELİ MALZEMENİN SERTLİĞİ ÜZERİNE ETKİSİ
Bertan SARIKAN * , M. Kemal ÖZTAŞ ** , Erhan BALCI * , Mustafa ÜBEYLİ *** ,
Necip CAMUŞÇU * , Ömer KELEŞ **
* TOBB Ekonomi ve Teknoloji Üniversitesi, Makine Mühendisliği Söğütözü Caddesi No: 43
06530 Ankara – TÜRKİYE
** Gazi Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Makine Mühendisliği 06570 Maltepe, Ankara – TÜRKİYE
*** Osmaniye Korkut Ata ÜniversitesiMühendislik Fakültesi, Makine Mühendisliği
Karacaoğlan Yerleşkesi, 80000 Osmaniye – TÜRKİYE
e-posta: bsarikan@etu.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada, sıcak presleme ve sıvı faz sinterleme yöntemiyle, üç katmanlı bir işlevsel dereceli malzeme (İDM)
üretilmiştir. Üretilen malzemenin alt katmanı 7075 alüminyum alaşımı, orta katmanı %10 veya %20 SiC takviyeli
kompozit, üst katmanı ise %20 veya %40 SiC takviyeli kompozitten oluşmaktadır. İDM’lere daha sonra yapay
yaşlandırma işlemi uygulanmıştır. Bu işlem çözeltiye alma işleminden sonra, 120°C sıcaklıkta ve 78 saate kadar
yapılmıştır. Numuneler üzerinde belirli zaman aralıklarında sertlik değerleri ölçülmüştür. Farklı yaşlandırma zamanlarının
numunelerin sertlik değerlerine etkisi araştırılmıştır. Çalışmanın sonunda, 65 saatlik yapay yaşlandırma
işlemi sonunda en yüksek sertlik değerlerine ulaşıldığı gözlemlenmiştir.
Anahtar kelimeler: İşlevsel dereceli malzeme, yaşlandırma, sıcak presleme.
EFFECT OF ARTIFICIAL AGING ON THE HARDNESS OF A FUNCTIONALLY
GRADED MATERIAL CONSISTING OF SiC AND ALUMINIUM 7075 ALLOY
ABSTRACT
In this study, a three-layer functionally graded material (FGM) was produced by hot pressing and liquid phase
sintering methods. The top, middle and bottom layers of this material consist of 20% or 40% SiC reinforced composite,
10% or 20% SiC reinforced composite and 7075 aluminum alloy, respectively. Then, artificial aging process
was applied to the materials. This was done at 120°C and up to 78 hours. Hardness measurements were taken
at certain time intervals. The effect of duration of the artificial aging process on the hardness of the materials was
investigated. In conclusion, it was observed that the highest hardness values were obtained at the end of 65 hours
of artificial ageing process.
Keywords: Functionally graded material, aging process, hot pressing
1.GİRİŞ
Her geçen gün artan toplum ihtiyaçlarının karşılanması gerekliliği, tasarımcıları yeni malzemeler geliştirmeye yönlendirmektedir.
Bu kapsamda kompozit malzemeler geleneksel metal malzemelere göre daha düşük yoğunluğa ve
369

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
istenilen mekanik özelliklere sahip olmaları nedeniyle tercih edilmektedir [1]. Kompozit malzemelerde anayapıya
ilave edilen takviye malzemesi düşük yoğunluk, yüksek süneklik ve tokluğa sahip olan sisteme, yüksek dayanım,
rijitlik ve sertlik özellikleri kazandırarak üstün mekanik özelliklere sahip bir malzemenin ortaya çıkmasını sağlamaktadır.
Parçacık takviyeli kompozit sistemlerde takviye malzemesi olarak; silisyum karbür, bor karbür ve alümina
yaygın olarak kullanılmaktadır [2].
Malzemede yöne bağlı olarak istenen mekanik özelliklerin elde edilmesi amacıyla kompozit malzemelerin bir türü
olan işlevsel dereceli malzemeler (İDM’ler) ortaya çıkmıştır. İDM’ler heterojen bir yapıya sahip olup, istenilen malzeme
performansını sağlamak amacıyla, kompozit malzeme içerisindeki yapı, bileşimi oluşturan malzemelerin hacim
oranlarını ve mikroyapısal özelliklerini değiştirerek ayarlanabilmektedir [3]. İDM’lerin üretiminde; toz metalurjisi,
plazma püskürtme, kimyasal buhar çökeltme, lazer kaplama en yaygın kullanılan yöntemlerdir. Bu yöntemler arasında
toz metalurjisi, düşük maliyet, düşük enerji tüketimi ve işlem süresinin kısa olması gibi özellikleri nedeniyle
tercih edilen yöntemler arasında en önemlisi olarak gösterilebilir [4].
Farklı şekillerdeki takviye malzemelerine kıyasla parçacık takviyeli kompozit malzemeler izotropik mekanik özellikler
elde edilmesi açısından daha elverişlidir. Metal ve seramik toz parçacıklarının sinterlenmesinde parçacık boyutu ve
dağılımı kompozit malzemelerin mekanik özelliklerini önemli ölçüde etkilemektedir [5]. SiC takviyeli Al alaşımlarıyla
ilgili literatürde yapılan çalışmalarda; takviye parçacıkların boyutu azaldıkça mekanik özelliklerin arttığı fakat bunun
yanında takviye boyutu azaldıkça ve anayapı içerisindeki takviye miktarı arttıkça, toz karışımı esnasında takviye
parçacıklar arasında topaklanmanın daha fazla meydana geldiği görülmüştür [6]. Üstün mekanik özellikler elde
edilmesi açısından anayapı ve takviye malzemesinin iyi bağ yapabilme özelliğine sahip olması gerekmektedir [7].
Anayapıdaki toz boyut dağılımının geniş bir aralıkta olması yüksek paketlenme yoğunlukları sağlarken, sinterleme
işlemi sonucunda daha yüksek mekanik özelliklerin elde edilmesine neden olmaktadır [7,8].
SiC parçacık takviyeli Al kompozitlerinin yaşlandırılması ile ilgili yapılan çalışmalarda, Mg atomlarının Al ve SiC ara
yüzeylerinde MgO parçacıkları şeklinde bulunması ve anayapıda MgSi 2 bileşiği oluşmasına bağlı olarak yaşlandırma
işleminin yavaşladığı görülmüştür [9]. Bir başka çalışmada ise Al ve SiC’nin iyi bağ yaptığı gözlemlenmiştir
[10].
7xxx serisi alüminyum alaşımları yaşlandırılabilir alaşımlar olup, yaşlandırma sıcaklık ve süresine bağlı olarak
dayanımlarının artırılabildiği bilinmektedir [11].
AA 7075 için çökelti dizisi karmaşık olmasına rağmen genel kabul gören çökelti dizisi aşağıdaki gibidir [12]:
Aşırı doymuş katı çözelti GP bölgeleri η’ η-MgZn 2
Yaşlandırma işlemi sonucu ulaşılan en yüksek sertlik değerlerinin kararlı η fazı yerine, yarı kararlı η’ fazının oluşumundan
sonra elde edildiği düşünülmektedir. GP bölgeleri ve yarı kararlı η’ fazı çökelmenin ilk aşamalarında oluşmaktadır.
Oluşan çözeltilerin boyutu ve yoğunluğu istenilen özelliklerin elde edilmesinde önemli bir ölçüdür. Ayrıca
oluşan η’ fazının tabakalı yapısının sertliği belirgin derecede artırdığı ve en yüksek sertliğin elde edilmesinde büyük
miktarda rol oynadığı bilinmektedir [11,13].
Bu çalışmada, SiC parçacık takviyesi ve alüminyum alaşımı (AA) 7075 (%5,1-6,1 Zn, %2,1-2,9 Mg, %1,2-2,0 Cu,
%0,5 Fe, %0,4 Si ve %0,18-0,28 Cr) içeren üç katmanlı işlevsel dereceli malzemeler üretilmiştir. Daha sonra bu
malzemelere yapay yaşlandırma ısıl işlemi uygulanarak malzeme sertliğinin zamanla değişimi araştırılmıştır.
2. DENEYSEL YÖNTEM
Bu çalışmada; %99.9 saflıkta ve 45 µm altı metal ve seramik tozları kullanılarak iki farklı bileşime sahip ve üç
katmandan oluşan İDM’ler üretilmiştir. Lazer parçacık boyutu ölçümü yöntemiyle çalışmada kullanılan toz boyutları
belirlenmiştir. Üretilen kompozit malzemelerde anayapı olarak AA 7075, takviye malzemesi olarak SiC seramik
parçacıkları kullanılmıştır. İki farklı bileşimdeki İDM’lerden ilkinde alt katman AA 7075, orta katman %10 ve üst
katman %20 SiC takviyeli; diğerinde alt katman AA 7075, orta katman %20 ve üst katman %40 SiC takviyeli olmak
üzere iki farklı bileşimde İDM üretilmiştir. Hacimce yüzde bileşimi hazırlanan tozlar değirmen tipi karıştırıcıda 2 saat
süreyle karıştırılmıştır. Elde edilen karışımlar, sırasıyla alt katmandan başlanarak ortalama 13 MPa basınç altında
ön sıkıştırma işlemine tabi tutulmuştur. Yapılan bu işlem sonrası 70x70 mm boyutlarındaki malzemelere 13 MPa
basınç altında ve 575°C’de 30 dakika süreyle sıkıştırma ve sinterleme işlemleri eş zamanlı olarak uygulanmıştır.
370

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Daha sonra üretilen iki farklı bileşimdeki malzemenin ışık mikroskobu görüntüleri alınmıştır. Ön sıkıştırma ve ardından
gerçekleştirilen sinterleme işlemi 11 kW gücünde ve 15 ton sıkıştırma kapasiteli sıcak presleme cihazında
gerçekleştirilmiştir. Üretilen İDM’lere 470°C’de 1 saat süreyle çözeltiye alma ve ardından su verme işlemi uygulanmıştır.
Su verilmiş malzeme, yağ banyosunda 120°C sıcaklıkta 78 saate kadar farklı sürelerde yapay yaşlandırma
işlemine tabi tutulmuştur. Malzemelerin belli aralıklarda sertlik ölçümleri gerçekleştirilmiştir. Brinell sertlik ölçümleri
2,5 mm bilye çapı ile 187,5 kg yük altında gerçekleştirilmiştir. Ölçümler sonunda yaşlandırma süresinin İDM’lerin
sertliği üzerine etkisi belirlenmiştir.
3. DEĞERLENDİRME
3.1 İç Yapı İncelemeleri
Üretim sonrası alınan kesit görüntülerinde, 3 katmanlı İDM’lerin başarılı bir şekilde üretilebildiği görülmüştür. Şekil
1’de %40 ve %20 hacimsel takviye oranlarına sahip İDM’nin kesit görüntüsü örnek olarak verilmiştir.
Şekil 1. Üretilen İDM’lere ait kesit görüntüsü.
Parçacık takviyeli kompozit malzemelerde toz boyut ve dağılımı sinterlenme davranışı üzerinde önemli bir etkiye
sahiptir. Toz boyut ölçümleri sonucunda belirlenen ortalama toz boyutları Çizelge 1’de verilmiştir.
Çizelge 1. Çalışmada kullanılan tozların ortalama boyutları
Malzeme Ortalama Toz Boyutu (µm)
Al 10,22
Zn 6,66
Mg 45,08
Cu 19,17
Fe 6,66
Cr 33,42
Si 3,53
SiC 32,67
Takviye parçacıklarının büyüklüğü, takviye malzemesinin anayapı içerisinde homojen dağılımı açısından oldukça
önemlidir. Takviye malzemesi olarak kullanılan SiC parçacıkları ve anayapının önemli bir kısmını oluşturan Al tozları
arasındaki boyutsal oran, tozların önemli miktarda homojen dağılımını sağlamıştır. Elde edilen homojen dağılım,
üretilen İDM’nin hacimce %20 takviyeli bölgesinden alınan ve Şekil 2’de verilmiş olan ışık mikroskobu görüntüsünde
açıkça görülebilmektedir.
Homojen toz dağılımı 3 farklı katman içerisinde, malzeme özelliklerinin bölgesel olarak farklılığını büyük ölçüde ortadan
kaldırarak, izotropik mekanik özelliklerin elde edilmesini sağlamıştır. Takviye miktarının artışı Şekil 3’te verilen
ve hacimce %40 takviyeli katmana ait olan ışık mikroskobu görüntüsünde gözlemlendiği gibi, takviye parçacıkların
anayapı içerisinde homojen dağılım gösterdiği fakat takviye miktarının artışına bağlı olarak yapı içinde bir miktar
topaklanma meydana geldiği gözlemlenmiştir.
371

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 2. Hacimce %20 parçacık takviyeli katmana ait
ışık mikroskobu görüntüsü.
Şekil 3’te görüldüğü gibi takviye miktarının %40 olduğu katmanda, takviye miktarının önemli miktarda artmasına
rağmen, anayapı içerisinde mümkün olduğunca homojen parçacık dağılımı elde edilebilmiştir. Bu durum üretilen
İDM’nin her katmanında izotropik mekanik özellik elde edilebildiğinin bir göstergesidir. Anayapıyı oluşturan Al 7075
alaşımı içerisinde büyük oranda bulunan Al, Zn ve Mg elementleri yapı içerisinde MgZn 2 ’nin bulunmasını , yapı içerisindeki
MgO ve SiC parçacıklarının bulunması ise MgSi 2 bileşiklerinin bulunma ihtimalini güçlendirmektedir [8-9].
3.2 Sertlik Davranışı
İki farklı bileşimde üretilen İDM’lere 120°C’de yapay yaşlandırma işlemi uygulanmış, numunelerin belirli süre aralıklarında
sertlik değişimleri belirlenmiş ve ulaşılan en yüksek sertlik değerleri tespit edilmiştir. %20-10 takviye oranına
sahip İDM’ye 120°C’de uygulanan yapay yaşlandırma işlemi sonucunda İDM’yi oluşturan üç katmana ait sertlik
değişimleri Şekil 4’de verilmiştir.
Şekil 4. Hacimce %20 ve %10 takviyeli katmanlara sahip İDM’nin yapay yaşlanma davranışı
Hacimce %20 ve %10 takviyeli katmanlara sahip İDM’ye uygulanan ve 120°C’de 78 saate kadar gerçekleştirilen
yaşlandırma işlemi sonucunda, beklendiği gibi en yüksek sertlik değeri en fazla takviye miktarına sahip katmanda
elde edilmiştir. Çözeltiye alma ve su verme işlemlerinden sonra gerçekleştirilen yaşlandırma işleminin ilk saatlerinde
sertlik değerlerinde belirgin biçimde artış görülürken, ilerleyen yaşlandırma sürelerinde üç farklı katman için
sertlik değerlerinde bir miktar düşüş olduğu ve daha sonra belirgin bir değişimin olmadığı gözlemlenmiştir. Her üç
372
Şekil 3. %40 parçacık takviyeli katmana ait ışık
mikroskobu görüntüsü.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
katmanda sertlik değişiminin genel olarak aynı yönelime sahip olduğu görülmektedir. Anayapıya ilave edilen takviye
malzemesinin, anayapının yaşlanma karakteristiğine etkisi olmadığı anlaşılmaktadır.
Hacimce %40 ve %20 takviyeli katmanlara sahip İDM’nin 120°C’de 78 saat boyunca gerçekleştirilen yaşlandırma
işlemi sonucu elde edilen sertlik değişimi Şekil 5’te verilmiştir.
Şekil 5. Hacimce %40 ve %20 takviyeli katmanlara sahip İDM’nin yapay yaşlanma davranışı.
Uygulanan yapay yaşlandırma işlemi sonucunda hacimce %40 takviye oranına sahip katmanda en yüksek sertlik
değeri elde edilmiştir. Artan takviye oranlarının sertlik değişim eğiliminde genel olarak bir değişime yol açmadığı,
takviyesiz alt katman ve takviyeli katmanlar arasında sertlik değişiminin aynı yönelime sahip olduğu görülmüştür.
Üretilen her iki çeşit İDM’de de 65 saatlik bir yaşlandırma sonunda en yüksek sertlik değerine erişildiği gözlemlenmiştir.
GP bölgelerinden sonra yarı bağdaşık η’ çökeltilerinin oluşumu bu süre boyunca gerçekleşmektedir. 65 saatlik
sürenin devamında ise sertlik değerlerinde düşme başlamaktadır. SiC ilavesinin anayapının sertlik değişimi eğilimine
etki etmediği, sadece takviyenin hacimsel oranına bağlı olarak sertlikte artışa neden olduğu tespit edilmiştir.
4. SONUÇLAR
•
•
En yüksek sertlik değeri 120°C’de 65 saate kadar yapılan yapay yaşlandırma işlemi sonucu %40 SiC parçacık
takviyeli katmanda elde edilmiştir. Daha yüksek yaşlandırma sürelerinde sertlik değerlerinin azalmaya başladığı
gözlemlenmiştir.
Anayapıya ilave edilen takviye malzemesi oranının ulaşılan sertlik seviyesini etkilediği fakat ana yapının yaşlanma
karakteristiğini değiştirmediği belirlenmiştir.
TEŞEKKÜR
Bu çalışma, TÜBİTAK 110M034 projesi kapsamında gerçekleştirilmiştir. Verdiği destekten dolayı TÜBİTAK’a teşekkür
ederiz.
5. KAYNAKÇA
[1]. Kainer, K. U., Metal Matrix Composites: Custom-made Materials for Automotive and Aerospace Engineering,
Wiley, Weinheim, 2006.
[2]. Kalkanlı, A., Yılmaz, S., “Synthesis and characterization of aluminum alloy 7075 reinforced with silicon carbide
particulates”, Materials and Design, 29, 775-780, 2008.
[3]. Goupee, A. J., Vel, S. S., “Transient multiscale thermoelastic analysis of functionally graded materials”, Composite
Structures, 92, 1372-1390, 2010.
[4]. Ruiz-Navas, E. S., Gordo, E., Garcia, R., “Development and Characterization of 430L Matrix Composites
Gradient Materials”, Materials Research, Vol. 8, No. 1, 1-4, 2005.
373

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
[5]. Chao, S., Song, M., Wang, Z., He, Y., “Effect of Particle Size on the Microstructures and Mechanical Properties
of SiC-Reinforced Pure Aluminum Composites”, JMEPEG_ASM International, DOI: 10.1007/s11665-
010-9801-3, 2011.
[6]. Wang, Z., Song, M., Sun, C., He, Y., “Effects of particle size and distribution on the mechanical properties of
SiC reinforced Al–Cu alloy composites”, Material Science and Engineering, A 528, 1131-1137, 2011.
[7]. German, R. M., Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri, Tercüme: Sarıtaş, S.,Türker, M., Durlu,
N.,Türk Toz Metalurjisi Derneği Yayınları: 05, Ankara, 15-500, 2007.
[8]. Aycan, M.F., “Yaşlandırma işleminin Al2O
ve SiC takviyeli aluminyum alaşımı esaslı kompozitlerin mekanik
3
özelliklerine etkisi”, Yüksek Lisans Tezi, TOBB ETÜ F.B.E., 2010.
[9]. Wenchuan, M., Jialin, G., Yong, Z., Mingmei, W., “Effect of SiC Particles on ageing behaviour of SiCp/7075
Composites”, Journal of Materials Science Letters, 16, 1867-1869, 1997.
[10]. Dasgupta, R., Meenai, H., “SiC particulate dispersed composites of an Al–Zn–Mg–Cu alloy: Property comparison
with parent alloy”, Materials Characterization, 54, 438-445, 2005.
[11]. Chen, J., Zhen, L., Yang, S., Shao, W., D, S., “Investigation of precipitation behavior and related hardening in
AA 7075 aluminium alloy”, Materials Science and Engineering, A 500, 34-42, 2009.
[12]. Lloyd, D. J., Chatuverdi, M. C., “A calorimetric study of aluminum alloy AA-7075”, Journal of Materials Science,
17, 1819-1824, 1982.
[13]. Sha, G., Cerezo, A., Early-stage precipitation in Al-Zn-Mg-Cu alloy (7050), Acta Materialia 52, 4503-4516,
2004.
374

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
SICAK PRES YÖNTEMİ İLE ATOMİZE Al-SiC KOMPOZİT TOZLARININ
YOĞUNLAŞTIRILMASI
Rıdvan YAMANOĞLU, Erdem KARAKULAK, Muzaffer ZEREN
Kocaeli Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 41380, Kocaeli, ryamanoglu@kocaeli.edu.tr,
mzeren@kocaeli.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada, Kocaeli Üniversitesi Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü’nde üretimi gerçekleştirilen Al-SiC
kompozit tozlarının sinterleme davranışları incelenmiştir. Sinterleme için vakum destekli sıcak presleme tekniği
seçilmiştir. Üretilen tozlar farklı sıcaklık, süre ve basınç altında sinterlenmiş ve proses parametrelerinin sinterleme
karakteristiği üzerine etkileri saptanmıştır. Elde edilen kompaktların yoğunlukları, mikroyapısal karakteristikleri ve
sertlikleri incelenerek sonuçlar değerlendirilmiştir. Sinterlenmiş numuneler dendritik yapı sergilemiş ve sertlikleri 79
ile 117 kg/mm 2 arasında değişim göstermiştir.
Anahtar Kelimeler: Al-SiC, Dönel Elektrot Yöntemi, Vakum Destekli Sıcak Presleme
CONSOLIDATION OF ATOMIZED Al-SiC COMPOSITE POWDERS
BY HOT PRESSING
ABSTRACT
In this study, sintering behaviour of Al-SiC composite powders fabricated at Kocaeli University Department of Metallurgical
and Materials Engineering was investigated. A vacuum hot pressing technique was selected for sintering of
produced powders. The powders were consolidated under various temperature, holding time and pressure conditions.
The effect of process parameters on the sintering characteristic was revealed. Hot pressed samples were
examined in terms of relative density, microstructure and hardness. Sintered samples showed dendritic structure
and their vickers hardnesses are in the range of 79-117 kg/mm 2 .
Keywords: Al-SiC, Rotating Electrode Process, Vacuum Hot Pressing
1. GİRİŞ
Özellikle otomotiv, uzay, denizcilik ve spor malzemeleri gibi endüstriyel alanların çoğunda kompozit malzemeler
sahip oldukları üstün özelliklerinden dolayı geleneksel malzemelerin yerine tercih edilmektedirler [1-2]. Söz konusu
metal matrisli kompozit olduğunda en yaygın kullanılan takviye malzemelerinden biri olan SiC, yüksek sıcaklık mukavemeti
ve modülüne, düşük yoğunluğa, iyi oksidasyon direncine ve yüksek sertliğe sahiptir [3-4]. Matris malzemesi
olarak ise hafiflikleri, üstün korozyon dirençleri ve uygun mekanik özelliklerinden dolayı aluminyum alaşımları
dikkati çekmektedir. Matris ile takviye malzemesi arasındaki arayüzeyin doğası kompozitin özellikleri açısından
oldukça önemlidir [5]. Dolayısıyla SiC partikülleri ve aluminyum matris arasındaki fiziksel ve kimyasal uyum SiC/Al
kompozitlerin hazırlanması sırasında kritik unsurlardır [6,7].
375

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Al-SiC MMK (Metal Matrisli Kompozit) malzeme üretimi için farklı metodlar uygulanmaktadır. Bunlardan yaygın
olarak kullanılanlardan bazıları, döküm, infiltrasyon, sprey tekniği ve toz metalurjisidir. Standart döküm tekniğinde
SiC takviye fazı ile matris alaşımı ergitme sırasında karıştırılarak homojenlik sağlanır ve katılaştırılır. İnfiltrasyon
tekniğinde gözenekli yapı olarak elde edilen SiC kütle içine sıvı halde matris malzeme infiltre edilir. Sprey tekniği
ise atomize edilen matris malzemesi içerisine katılaşma tamamlanmadan partiküllerin enjekte edilmesine dayanır.
Alternatif olarak kullanılan toz metalurjisi ile Al-SiC MMK üretimi, aluminyum tozları ile SiC partiküllerinin karıştırılması,
preslenmesi ve sinterlenmesine dayanır [8].
Bu çalışmada da farklı olarak kompozit tozları santrifuj atomizasyonu ile üretilmiş ve ardından sıcak pres ile sinterlenmiştir.
Sıcak preslemede ilk yoğunlaşma parçacıkların yeniden düzenlenmesi ve partiküllerin temas noktalarındaki
plastik akış ile gerçekleşir. Diğer basınçlı yöntemlere nazaran sıcak presleme döngüsü daha yavaştır. Sinterlenecek
kütle arttıkça süreler çok uzayabilir. Maksimum basınç değeri 50 MPa’dır. Kirlenmeleri ve oksidasyonu
önlemek için genellikle vakum ortamında çalışılır. Pahalı bir yöntem olmasına rağmen sert ve yoğun malzemelerin
özellikle de elmas kesici takımların üretiminde yaygın bir şekilde kullanılmaktadır [9].
2. DENEYSEL ÇALIŞMA
Deneysel çalışmada matris malzemesi olarak Etial-24 (DIN AlCu4Mg1) normunda Al-Cu alaşımı kullanılmıştır. Kullanılan
alaşımın kimyasal bileşimi Çizelge 1’de verilmiştir. Bu alaşıma döküm sırasında yaklaşık 650 nm (Şekil 1)
boyuta sahip, kütlece % 4 SiC partikülleri ilave edilmiştir. Ergiyen alaşım silindirik kalıplara dökülerek katılaşmaya
bırakılmıştır. Döküm yöntemiyle üretilen MMK malzeme sıcak ekstrüzyon yöntemiyle şekillendirilmiştir. Sıcak ekstrüzyon
işlemi SiC partiküllerinin yapı içinde homojen dağılımı sağlamak ve uygulanacak atomizayon işlemine
uygun boyutlu çubuk elde etmek için gerçekleştirilmiştir. Şekil 2’de SiC partiküllerinin homojen dağılımlarının sağlanması
için karıştırıldığı sırada çekilmiş bir görüntü sunulmuştur.
Etial-24
Çizelge 1. Bu çalışmada kullanılan matriks alaşımının kimyasal bileşimi.
% Si % Fe % Cu % Mn % Mg % Cr % Zn % Ti
0,5 0,5 4,3 0,6 1,5 0,1 0,25 0,15
Şekil 1. Çalışmada kullanılan SiC partiküllerinin SEM görüntüleri
Şekil 2. Pota içerisindeki döküm alaşımı
376

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Döküm çubukları daha sonra plazma destekli dönel elektrot yöntemi ile toz haline getirilmiştir. Farklı boyutlarda toz
eldesi için değişik devir sayılarında çalışılmıştır. Toz boyut dağılımlarının belirlenmesinin ardından iki farklı grup toz
(150-250 ve 300-500 µm) Diex marka vakum destekli sıcak pres (Şekil 3) ile sinterlenmiştir. Grafit kalıplar arasına
konan tozlar farklı sıcaklık, basınç ve sürede yoğunlaştırılmıştır.
Şekil 3. Diex marka sıcak pres cihazı
Sinterlenen kompaktların yoğunlukları arşimet yöntemi ile, sertlikleri Fisherskop marka Vikers sertlik cihazı ile belirlenmiştir.
Numunelerin mikroyapısal karakterizasyonları için Zeiss Axiotech ışık mikroskobu ve Jeol 6060 tarama
elektron mikroskobu kullanılmıştır.
3. SONUÇLAR
Şekil 4’de Kocaeli Üniversitesi Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü’nde üretilen ve bu çalışmada kullanılan
kompozit partiküllerin görüntüleri verilmiştir. Devir sayısına bağlı olarak elde edilen partiküllerin morfolojileri değişmektedir.
Artan devir sayısı ile tozlar küreselleşmektedir. Aynı şekilde düşük devir sayısında ise küreselleşme için
yeterli zamanın bulunmaması nedeniyle karmaşık şekilli partiküller oluşmaktadır.
Şekil 4. Al-SiC kompozit tozlarının tarama elektron mikroskobu görüntüleri
150-250 ve 300-500 µm boyut aralığına sahip tozlar sıcak preste yoğunlaştırlmıştır. Çizelge 2’de plazma destekli
dönel elektrot yöntemi ile üretilen Al-SiC MMK tozlarının vakum destekli sıcak pres ile sinterlenmesi sırasında kullanılan
parametreler ve sonuçları sunulmuştur.
377

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Numune
kodu
A1
A8
A9
A2
A3
A6
A10
A11
A4
A5
A7
A12
Çizelge 2. Al-SiC MMK tozlarının sıcak presleme parametreleri
Sıcaklık ( o C)
530
530
530
550
550
550
550
550
560
560
560
560
Basınç
(MPa)
20
20
20
20
20
23
20
20
20
20
25
20
Süre
(Dakika)
378
10
25
25
5
10
7
25
25
15
30
20
25
Yoğunluk
(%)
88,80
93,60
96,00
95,50
96,20
98,20
97,00
98,60
97,80
97,90
99,00
99,20
Toz boyutu
(µm)
150-250
150-250
300-500
150-250
150-250
150-250
150-250
300-500
150-250
150-250
150-250
300-500
10 dakika bekleme süresi ve 20 MPa basınç altında elde edilen (A1) % 88,8’lik gibi nispeten düşük yoğunluk değerinden
sonra ilk olarak sıcaklık 20 o C arttırılmış süre ise 5 dakikaya düşürülmüştür. Süredeki azalmaya rağmen
sıcaklıktaki 20 o C’lik artış ile yaklaşık % 7’lik bir yükselme sağlanarak (A2) % 95,5 yoğunluk elde edilmiştir. Tam
yoğunluğa ulaşmak için bu aşamadan sonra sıcaklık değiştirilmeden süre tekrar 10 dakikaya çıkarılmıştır. Sıcaklık
etkisinin aksine bekleme süresi çok az da olsa yoğunluğa % 0,7’lik (A3) bir katkı sağlamıştır. Çok uzun bekleme
süresinden kaçınmak için sıcaklık bir 10 o C daha arttırılmış ve ilave olarak bekleme süresi 15 dakikaya yükseltilmiştir.
Bu iki katkı ile yoğunluk (A4) % 1,60 artmıştır. Aynı sıcaklıkta bekleme süresi iki kat arttırılarak 30 dakikaya
çıkarılmış (A5) ve daha önceki sonuçlardan da görüldüğü gibi bekleme süresinin etkisinin çok az olduğu sonucuna
varılmıştır. Tüm bu denemelerden sonra sinterleme davranışına etki eden en önemli parametrelerden olan basınç
etkisini görmek açısından yine çok kısa bir bekleme süresi ve 550 o C de sadece 3 MPa’lık bir basınç artışı ile (A6)
% 98,2 gibi oldukça yüksek bir yoğunluk elde edilmiştir. Bu aşamada görülen etkili basınç desteğinin ardından
sıcaklık tekrar 560 o C ye, basınç değeri 25 MPa’a ve bekleme süreside 20 dakikaya çıkarıldığında (A7) % 99’luk
bir yoğunluğa ulaşılmıştır. Tüm bu parametrelere ilave olarak toz boyutu arttırıldığında malzemelerin yoğunluğunda
artış görülmüştür.
A1 (% 88) ve A7 (% 99) numunelerine ait ışık mikroskop görüntüleri Şekil 5a ve 5b’de verilmiştir. En yüksek gözenekliliğe
sahip bu numunede tozların temas bölgelerinde büyük boyutlu boşluklar görülmektedir. Yüksek yoğunluğa
sahip numunede ise gözenekler neredeyse tamamen kapanmıştır.
Şekil 5. Sinterlenen numunelerin parlatılmış konumda ışık mikroskobu görüntüleri,
a) % 88 yoğunluklu, b) % 99 yoğunluklu numune

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6’da bu kez A1 ve A7 numunelerinin dağlanmış konumdaki ışık mikroskobu görüntüleri sunulmuştur. Dendritik
katılaşma sergileyen bu numunelerde kimyasal kompozisyona bağlı olarak yer yer ötektik bölgelerde dikkati
çekmektedir.
Şekil 6. Sinterlenen numunelerde dağlanmış konumda ışık mikroskobu görüntüleri
Optik incelemelerin yanında kırılma yüzeyleri de incelenerek yine aynı şekilde en düşük ve en yüksek yoğunluklu
numuneler için görüntüler Şekil 7’de verilmiştir. Düşük yoğunluklu numunede partiküller arası bağlantı zayıfken
yüksek yoğunluklu numunenin sahip olduğu kuvvetli bağlantı net bir şekilde görülmektedir. Yüksek yoğunluğa sahip
numunede artan basınca bağlı olarak yoğun deformasyon görülmektedir.
a) b)
Şekil 7. Kırılma yüzeylerinin SEM görüntüleri, a) % 88, b) % 99 yoğunluklu numune
379

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Mikroyapısal karakterizasyonların ardından karşılaştırma amacıyla farklı yöntemler ile üretilen malzemelerin sertlikleri
ölçülmüştür. Çizelge 3’de SiC içermeyen döküm alaşımı, SiC katkılı döküm alaşımı ve sıcak preslenmiş numuneler
için sertlik değerleri verilmiştir. SiC içeriği ve yaşlanma ile sertlikte artış meydana gelmiştir.
Çizelge 3. Farklı yöntemlerle üretilen alaşımların sertlik değerleri
Malzeme Sertlik (HV 10 ) kg/mm 2
AlCuMg (Döküm) 90
AlCuMg (Döküm, yaşlanmış; 220 o C’de 6 saat) 129
Al-SiC (Döküm) 110
Al-SiC (Döküm, yaşlanmış; 220 o C’de 6 saat) 139
Al-SiC (Sıcak pres) 117
Al-SiC (Sıcak pres yaşlanmış: 220 o C’de 6 saat) 141
Farklı parametrelere bağlı olarak elde edilen değişik yoğunluk değerleri için sertlik ölçüldüğünde ise Şekil 8’deki
diyagram elde edilmiştir. Artan yoğunluk ile sertlikteki artış net bir şekilde görülebilmektedir.
Şekil 8. Sertlik ile yoğunluk arasındaki ilişki
Bu çalışma ilk olarak kompozit tozu üretimi temeline oturtulmuştur. Kompozit tozları başarılı bir şekilde üretildikten
sonra sinterleme davranışlarının belirlenmesi için sıcak pres ile yoğunlaştırılmışlardır. Farklı parametrelerin sinterleme
üzerine etkileri saptanarak % 99 terorik yoğunluğa ulaşılmıştır. Elde edilen malzemelerin mikroyapısal karakterizasyonlarının
ardından sertlikleri ölçülmüş ve diğer yöntemlerden daha yüksek değerler elde edilmiştir.
TEŞEKKÜR
Bu çalışmaya “Atomizasyon Teknikleri ile Toz Üretimi” isimli proje kapsamında verdiği destekten dolayı Kocaeli
Üniversitesi, Bilimsel Araştırma Projeleri Komisyon Başkanlığı’na teşekkürlerimizi sunarız.
KAYNAKLAR
[1] Thünemann, M., Beffort, O., Kleiner, S., Vogt, U., “Aluminum matrix composites based on preceramic-polymerbonded
SiC preforms”, Composites Sciences and Technology, 67, 2377-2383, 2007.
380

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
[2] Mondal, D. P., Das, S., Suresh, K. S., Ramakrishnan, N., “Compressive deformation behaviour of coarse SiC
particle reinforced composite: effect of age-hardening and SiC content”, Materials Science and Engineering
A, 460-461, 550-560, 2007.
[3] He, X., Hang, X., Zhang, C., Zhou, X., Zhou, A., “Microstryuctures and mechanical properties of C f /SiC composites
by precursor pyrollysis-hot pressing”, Materials Science and Engineering A, 284, 211-218, 2000.
[4] Niklas, A., Froyen, I., Delaey, I., “Comparative evaluation of extrusion and hot isostatic pressing as fabrication
techniques for Al-SiC composites”, Materials Science and Engineering A, 135, 225-229, 1991.
[5] Çalıgülü, U., Dikbaş, H. ve Taşkın, M., Sıcak presleme yöntemiyle imal edilmiş SiCp takviyeli aluminyum esaslı
kompozitlerin düfuzyon kaynağında sürenin birleşme üzerindeki etkisinin incelenmesi, Fırat Üniv., Fen ve Müh.
Bil. Dergisi, 18 (3), 437-443, 2006.
[6] Wang, R. M., Surappa, M. K., Tao, C. H., Li, C. Z. and Yan, M. G., Microstructure and interface structure studies
of SiCp-reinforced Al (6061) metal-matrix composites, Materials Science and Engineering: A, Volume 254,
Number 1, 219-226, 1998.
[7] Ma, T., Yamaura, H., Koss, A. D. and Voigt R. C., Dry sliding wear behavior of cast SiC-reinforced Al MMCs,
Materials Science and Engineering: A 360, 116-125, 2003.
[8] Eslamian, M., Rak, J., Ashgriz, N., “Preparation of aluminum/silicon carbide metal matrix composites using centrifugal
atomization”, Powder Technloogy, 184, 11-20, 2008.
[9] German, R. M., “Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri”, Türk Toz Metalurjisi Derneği Yayınları,
2007.
381

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
WO 3 ’İN H 2 –CH 4 GAZ KARIŞIMIYLA REAKSİYONU YOLUYLA TEK ADIMDA
WC TOZ SENTEZİ
Şenol ÇETİNKAYA, Şerafettin EROĞLU
İstanbul Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Müh. Bölümü
Avcılar Kampüsü, 34320 Avcılar / İstanbul
senol-c@istanbul.edu.tr seref@istanbul.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada WO 3 tozu Ar atmosferinde ısıtılmış ve akabinde H 2 –CH 4 (% 10) gaz karışımlarıyla 900–1300 K’de
60 dk ve 120 dk sürelerde reaksiyona sokulmuştur. Değişik reaksiyon kademelerindeki ürünlerin karakterizasyonu
için XRD ve SEM teknikleri kullanılmıştır. Partikül boyutu 0.2–1.5 µm ve kristal boyutu ~50 nm olan tek faz WC
tozu, 1300 K’de 120 dk içinde elde edilmiştir. Gibbs serbest enerji minimizasyon yöntemiyle yapılan termodinamik
analiz sonuçları, WC oluşumu için deneysel şartları tahmin etmede ve sentez prosesini anlamada kılavuz olarak
kullanılmıştır. Termodinamik analiz, 1300 K’de WC oluşumunun artan reaktan gazları ile WO 3 → WO 2 → W → WC
şeklinde olduğunu öngörmektedir.
Anahtar Kelimeler: WC toz sentezi, katı-gaz reaksiyonu, X-ışını difraksiyonu, morfoloji, termodinamik analiz.
ONE-STEP SYNTHESIS OF WC POWDERS BY REACTION OF WO 3
WITH H 2 –CH 4 GAS MIXTURE
ABSTRACT
In this study, WO 3 powder was heated in Ar atmosphere and were subsequently reacted with H 2 –CH 4 (% 10) gas
mixtures at 900–1300 K for 60 min and 120 min. XRD and SEM techniques were used to characterize the products
at various stages of the reactions. It was found that single phase WC powders with particle size of 0.2–1.5 µm
and crystallite size of ~50 nm were obtained at 1300 K within 120 min. Equilibrium thermodynamic analysis by the
method of minimization of Gibbs’ free energy was used as a guide to predict the experimental conditions for the
formation of WC and to understand the synthesis process. Thermodynamic analysis at 1300 K reveals that WC
formation follows the path WO 3 → WO 2 → W → WC with increasing amount of reactant gases.
Keywords: WC powder synthesis, solid-gas reaction, X-ray diffraction, morphology, thermodynamic analysis.
1. GİRİŞ
Tungsten karbür (WC), sertlik, elastisite modülü, ergime sıcaklığı ve korozyon direnci gibi fiziksel ve kimyasal
özellikleri yüksek olan refrakter bir malzemedir. Bu üstün özelliklerinden dolayı WC, aşınma dirençli parçalarda ana
bileşen olarak kullanılmaktadır [1–3].
WC tozları, değişik başlangıç malzemeleri kullanılarak birçok metotla üretilmektedir. Klasik yöntemle WC üretimi,
W tozunun katı karbon siyahı ile yüksek sıcaklıklarda (1600–2000 K) karbürizasyonu sonucu gerçekleştirilmektedir
382

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
[4]. Bu yöntem, katı reaktanlar arasındaki reaksiyon hızının düşük olması nedeniyle uzun karbürizasyon süreleri
gerektirmektedir. Sentez sonrası elde edilen kaba partiküllerin boyutları mekanik öğütme yoluyla düşürülmektedir.
Bu işlem, prosese ilave bir zaman ve külfet getirmektedir. Ayrıca nihai ürün, katı karbondan ve öğütücüden kaynaklanan
Ca, Si, Fe, S, P gibi empüriteler ile kirlenmektedir [5].
Mikronaltı WC partikülleri sentezlemek için, hızlı karbotermal indirgeme [5], yüksek enerjili öğütme [6], kimyasal
buhar biriktirme [7], termokimyasal proses [8–10], katı-gaz reaksiyonları [11–14] gibi çeşitli yöntemler geliştirilmiştir.
Bu yöntemlerde karbürizasyon sıcaklığı ve/veya süresi klasik yönteme göre daha düşüktür.
Katı-gaz reaksiyonu (gaz fazı karbürizasyonu), gaz fazındaki karbon moleküllerinin tungsten içeren partiküllerle
yakın teması sonucu düşük sıcaklıklarda bile karbürizasyon hızını arttırmaktadır. Bu nedenle bahsi geçen yöntem
büyük ilgi görmüştür.
Giraudon ve diğerleri [14], WO 3 ’in H 2 / CH 4 gaz karışımı ile eş zamanlı indirgenmesi ve karbürizasyonunu incelemişlerdir.
Oksit esaslı başlangıç malzemesi kullanıldığında, W 2 C, W ve C gibi diğer fazlar olmadan WC sentezlemek
için indirgeme ve karbürizasyon arasında hassas bir denge olduğunu ifade etmişlerdir.
Davidson ve diğerleri [15], mikrokristal W tozlarının H 2 / CH 4 gaz karışımı ile karbürizasyonunun 1073 K’de başladığını,
fakat yüksek sıcaklıklarda (1173–1323 K) reaksiyonun çok daha etkili olduğunu belirtmişlerdir.
Bu çalışmada, WC sentezi için öncelikle Gibbs Serbest Enerji Minimizasyon yöntemi kullanılarak WO 3 –H 2 –CH 4 sisteminde
900–1300 K aralığında termodinamik analiz yapılmıştır. Deneysel çalışmalarda ise WO 3 tozunun 900–1300
K’de H 2 –CH 4 (% 10) gaz karışımlarıyla reaksiyon davranışı incelenmiştir. Sentezlenen ürünlerin karakterizasyonu
için XRD ve SEM teknikleri kullanılmıştır. Ayrıca prosesin termokimyasının açıklığa kavuşturulması amacıyla 1300
K’de katı ve gaz fazındaki değişimler termodinamik analizler yardımıyla hesaplanmış ve olası reaksiyon mekanizması
ortaya konmuştur.
2. TERMODİNAMİK ANALİZ
Termodinamik analiz, istenilen fazların sentezlenmesi için gerekli proses parametrelerini tahmin etmek ve prosesin
termokimyasını anlamak için kullanılan yararlı bir yöntemdir [16]. Bu amaçla yapılan termodinamik analizlerde,
Gibbs Serbest Enerji Minimizasyon yönteminden [17] yararlanılmıştır. Termodinamik hesaplar için, Eriksson tarafından
hazırlanan Solgas-Mix adlı bilgisayar programının Besmann tarafından geliştirilmiş versiyonu kullanılmıştır
[18]. Bu yöntemle sabit sıcaklık ve basınçta, verilen girdi kompozisyonu için denge halindeki (sistemin enerjisinin
minimum olduğu durumdaki) gaz ve yoğun faz bileşimleri hesaplanmaktadır. Hesapların yapılabilmesi için ilgili
sıcaklık aralığındaki mevcut olan tüm element ve bileşiklerin termodinamik verilerinin (∆Go , bileşenlere ait standart
f
serbest oluşum enerjilerinin) bilinmesi gerekmektedir. Bu çalışmada kullanılan termodinamik veriler, termokimyasal
tablolardan [19, 20] temin edilmiştir.
Hesaplamalarda reaktan (girdi) bileşimi ve sıcaklık değiştirilmiş, basınç (1 atm) ise sabit tutulmuştur. Hesaplama
sonuçları, sıcaklık ve girdi bileşimine bağlı olarak kararlı durumdaki katı fazları gösteren hal diyagramları şeklinde
gösterilmiştir. Ayrıca, proses termokimyasının açıklanması amacıyla katı faz ve gaz fazı bileşimlerindeki değişimler
de grafik halinde gösterilmiştir.
3. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Deney düzeneği temel olarak Ar (% 99,999), H 2 (% 99,99) ve CH 4 (% 99,5) gazlarını içeren gaz silindirlerinden, bu
gazların akış hızlarını hassas bir şekilde belirlemek için akış ölçerlerden (Dwyer) ve içerisinde sentez reaksiyonlarının
gerçekleştirileceği kuvars tüp (iç çap: 20 mm) bulunan fırın sisteminden (Ströhlein) oluşmaktadır.
Sentez çalışmaları için gerçekleştirilen her bir deneyde ~10 -3 mol (~0,2319 g) WO 3 tozu (Sigma–Aldrich) kullanılmıştır.
Tüm deneyler öncesinde, oksit tozunun bünyesinde bulanabilecek olan nemin giderilmesi amacıyla ~373
K’deki etüvde 10 dakikalık bekletme yapılmış ve tartımlar 10 -4 g hassasiyete sahip analitik terazide (Sartorius
BP110S) gerçekleştirilmiştir. Tartılan WO 3 tozu, alümina kayıkçık içerisinde tüp fırının merkezine yerleştirilmiş ve
~25 K/dk ısıtma hızıyla Ar atmosferinde (85 cm 3 /dk) 900, 1000, 1100, 1200 ve 1300 K’e ısıtılmıştır. İstenilen sı-
383

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
caklığa ulaşıldıktan sonra Ar gaz akışı kesilerek 60 ve 120 dk’lık sürelerde H 2 –CH 4 gaz karışımı ile reaksiyonlar
gerçekleştirilmiştir. H 2 ve CH 4 gaz akış hızları sırasıyla reaksiyon süresi 60 dk için 370 cm 3 /dk ve 40 cm 3 /dk; 120
dk için ise 185 cm 3 /dk ve 20 cm 3 /dk olacak şekilde sabit tutulmuştur. Bu şekilde sisteme verilen toplam reaktif
gaz miktarının aynı olması sağlanmıştır. Tüm deneylerde fırın oda sıcaklığına soğutuluncaya kadar 85 cm 3 /dk akış
hızında Ar gazı sistemden geçirilmiştir.
Sentezlenen ürünlerinin faz analizleri, Rigaku D/Max–2200/PC marka X–Işınları Difraksiyon (XRD) cihazında; morfoloji
incelemeleri ise, Jeol 6335 marka Taramalı Elektron Mikroskoplarında (SEM) gerçekleştirilmiştir. Reaksiyon
ürünlerinin kristal büyüklükleri, (1) no’lu eşitlikte verilen Scherrer formülü kullanılarak hesaplanmıştır.
Eşitlik (1)’de gösterilen λ, Cu K α radyasyonunun dalga boyunu (0,15418 nm); θ Β , difraksiyon açısını; t, kristal boyutunu
ve β, yarı yükseklikteki pik genişliğini (FWHM) ifade etmektedir. FWHM değerleri belirlenirken ~0,2°’lik cihazdan
kaynaklanan pik genişlemesi de dikkate alınmıştır.
4. BULGULAR ve DEĞERLENDİRME
4.1. Termodinamik Analiz Sonuçları
WC sentezi amacıyla WO 3 –H 2 –CH 4 sisteminde 900–1300 K aralığında yapılan termodinamik analizde, gaz fazında
900–1000 K için 76 bileşen; 1100–1300 K için 46 bileşen dikkate alınmıştır. Bunlar arasında H 2 , CH 4 , CH 3 , C 2 H 4 ,
C 3 H 6 , CH 2 O, H 2 O, CO, CO 2 ve H 2 WO 4 bulunmaktadır. Denge durumundaki yoğun fazlar ise WO 3 , WO 2 , H 2 WO 4
(sadece 900–1000 K için), W, W 2 C, WC ve C’dan oluşmaktadır. Tüm hesaplamalarda WO 3 miktarı 0.001 mol ve
H 2 /CH 4 mol oranı 9.25 olarak sabit tutulmuştur. Hesaplama sonuçları, Şekil 1’de sıcaklık ve CH 4 mol kesri [n o
CH4 /
(n o
CH4 +no
WO3
)] ile kararlı katı faz alanlarındaki değişimi gösteren denge diyagramı olarak gösterilmektedir.
Şekil 1. WO – H – CH sistemi için denge durumundaki kararlı katı faz alanlarının CH mol kesri ve sıcaklıkla
3 2 4 4
değişimi (no = 0.001 mol; no / no = 9.25)
WO3 H2 CH4
Şekil 1’den 900–1300 K aralığında kararlı durumdaki katı faz alanlarının WO 3 +WO 2 , WO 2 , WO 2 +WC, WO 2 +W+WC,
WO 2 +W, W, W+WC, WC ve WC+C olduğu görülmektedir. Düşük CH 4 mol kesirlerinde (≤0.08) WO 3 ’ten WO 2 oluşmakta
daha sonra tek faz WO 2 bölgesi kararlı faz alanı olarak göze çarpmaktadır. Düşük sıcaklıklarda (900–1000
K), artan CH 4 mol kesri ile WO 2 ’ten WC fazı direkt olarak oluşmaktadır. Yüksek sıcaklıklarda (1100–1300 K), artan
CH 4 mol kesri ile WO 2 önce W’e indirgenmekte ve daha sonra W’in karbürizasyonu sonucunda WC oluşmaktadır.
Daha da yüksek CH 4 mol kesirlerinde ise WC fazının yanında serbest C ortaya çıkmaktadır. Ara sıcaklık kademesinde
(1000–1100 K) ise WC, hem WO 2 ’ten hem de W’den oluşmaktadır. Ayrıca, tek faz WC bölgesinin artan
sıcaklıkla daraldığı görülmektedir. Örneğin tek faz WC bölgesi, 900 K’de ≥0.54 CH 4 mol kesirlerinde, 1300 K’de
ise 0.78–0.81 CH 4 mol kesri aralığında oluşmaktadır. Yapılan termodinamik analiz sonucunda WO 3 ’in H 2 –CH 4 gaz
karışımıyla reaksiyonu sonucu tek faz WC sentezinin mümkün olduğu belirlenmiştir.
384
(1)

4.2. XRD Analiz Sonuçları
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 2’de 900–1300 K aralığında yapılan 60 ve 120 dk’lık deneyler sonrası elde edilen ürünlerin XRD paternleri
görülmektedir. Reaksiyon süresi 60 dk (Şekil 2a) için 900 K’deki üründe ana faz olarak W ve az miktarda W 2 C
saptanmıştır. Sıcaklık 1000 K’e çıkarıldığında, ürünün W, W 2 C ve WC fazlarından oluştuğu anlaşılmıştır. 1100
K’deki üründe W 2 C pikleri gözükmezken 1000 K’deki ürüne göre W’e ait pik şiddetlerinin zayıfladığı ve WC pik
şiddetlerinin arttığı tespit edilmiştir. 1200 ve 1300 K’deki ürünlerin ana faz WC’ün yanında çok düşük miktarda W
içerdiği saptanmıştır. Bu sonuçlar, 900–1300 K sıcaklık aralığında kullanılan reaktif gaz bileşiminde 60 dk reaksiyon
süresinde saf WC elde edilemediği anlamına gelmektedir. Sisteme verilen toplam reaktif gaz miktarı aynı kalmak
şartıyla 120 dk sürede yapılan deneyler sonrası elde edilen ürünlerin XRD paternleri de (Şekil 2b) benzer davranış
sergilemektedir. Fakat, 60 dk’lık deneylere kıyasla 900–1200 K aralığında 120 dk’da sentezlenen ürünlerde W pik
şiddetlerinin düştüğü (daha az miktarda W içerdiği) ve 1300 K’de tek faz WC elde edildiği ilgili paternlerden anlaşılmaktadır.
Şekil 2. 900–1300 K aralığında sentezlenen ürünlerin XRD paternleri (a: 60 dk, b: 120 dk)
Şekil 3’te XRD paternlerindeki her fazın ana pik şiddetinin, fazların ana pik şiddetlerinin toplamına oranlanması
sonucu hesaplanmış faz bileşimlerinden tespit edilen tahmini karbürizasyon oranları (C/W) verilmektedir. Karbürizasyon
oranı grafikleri, deney sonuçlarını genel olarak özetlemektedir. Şekilden, her iki sürede sentezlenen ürünlerde,
yükselen sıcaklıkla karbürizasyonun arttığı anlaşılmaktadır. Toplam reaktif gaz miktarı her iki sürede yapılan
deneyler için aynı olsa bile 60 dk’lık ürünlerin karbürizasyon oranlarının 120 dk’lık ürünlerden her zaman daha
düşük olduğu ve tek faz WC sentezinin ancak 1300 K’de 120 dk’lık reaksiyon sonucu sağlanabildiği belirlenmiştir.
Karbürizasyonun uzun süreli deneylerde daha etkili olması, reaktif gazların tüp içerisinde kalış süresinin daha fazla
olması (daha yavaş gaz akışı) nedeniyle daha fazla CH 4 gazının parçalanmasına, dolayısıyla daha fazla C oluşumuna
işaret etmektedir.
385

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3. Sıcaklık ve süreye bağlı olarak tahmini karbürizasyon oranlarındaki (C / W) değişim
XRD paternlerindeki piklerin yarı yükseklikteki genişlikleri belirlenerek başlangıç tozu WO 3 ’in ve reaksiyon ürünlerinin
kristal boyutları (1) no’lu eşitlik yardımıyla hesaplanmıştır. Tüm ürünlerde mikrodeformasyon değerlerinin ihmal
edilebilir düzeyde olduğu saptanmıştır. WO 3 tozunun kristal boyutu ~50 nm iken; 900 K’de 60 ve 120 dk sürelerde
sentezlenen ürünlerdeki W’in kristal boyutları sırasıyla 32 ve 40 nm olarak hesap edilmiştir. 1000, 1100 ve 1200
K’de sentezlenen WC’ün kristal boyutlarının ise 60 ve 120 dk’lık sürelerde sırasıyla 20–26 ve 30–34 nm aralığında
olduğu bulunmuştur. 1300 K’de yapılan deneyler sonrası her iki süre için de sentezlenen ürünlerin kristal boyutlarının
~50 nm olduğu belirlenmiştir.
4.3. Morfoloji İncelemeleri
Şekil 4’te 900–1300 K aralığında 60 ve 120 dk’lık sürelerde sentezlenen ürünlerin morfolojileri görülmektedir. SEM
görüntülerinden, artan sıcaklık ve süre ile partikül boyutlarında büyüme meydana geldiği anlaşılmaktadır. Tek faz
WC’ün elde edildiği 1300 K – 120 dk deneysel şarttaki üründe partikül boyutunun 0.2–1.5 µm arasında olduğu saptanmıştır.
XRD piklerinden hesaplanmış olan kristal boyutlarının SEM ölçümlerinden elde edilmiş olan boyutlardan
daha düşük olması yapının polikristal olduğuna işaret etmektedir.
Şekil 4. H 2 –CH 4 gaz karışımıyla 900–1300 K’de sentezlenen ürünlerin SEM görüntüleri (a), (c), (e) için H 2 : 370
cm 3 /dk, CH 4 : 40 cm 3 /dk (b), (d), (f) için H 2 : 185 cm 3 /dk, CH 4 : 20 cm 3 /dk
386

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
4.4. WC Oluşumu İçin Reaksiyon Mekanizmasının Termodinamik Modellenmesi
WO 3 –H 2 –CH 4 sisteminde yapılan termodinamik analiz (Şekil 1), 900–1300 K’de tek faz WC sentezinin mümkün olduğunu
göstermiştir. Deneysel çalışmalarda ise, WO 3 ’in sadece 1300 K’de H 2 –CH 4 gaz karışımı ile 120 dk’lık reaksiyonu
sonrasında saf WC sentezlendiği tespit edilmiştir. Çalışılan şartlarda daha düşük sıcaklıklarda CH 4 gazının
parçalanma kinetiğinin ve C difüzyonunun yavaş olması nedeniyle tek faz WC sentezi mümkün olmamıştır.
Şekil 1’den 1300 K’de artan CH 4 mol kesriyle WO 3 +WO 2 , WO 2 , WO 2 +W, W, W+WC, WC ve WC+C faz alanlarının
oluştuğu görülmüştür. 1300 K’deki WC sentezinin kimyasal reaksiyon mekanizmasının anlaşılması için CH 4 mol
kesri ile denge durumundaki katı ve gaz bileşimlerinin değişimi incelenmiş ve sonuçlar Şekil 5a-b’de grafikler halinde
verilmiştir.
Şekil 5. CH mol kesri ile (a) katı ve (b) gaz fazlarının bileşimlerindeki değişim
4
(T = 1300 K; no / no = 9.25; no = 0.001 mol)
H2 CH4 WO3
Şekil 5a’dan artan mol kesriyle ikili faz alanlarında ortaya çıkan yeni fazın miktarının arttığı anlaşılmaktadır. Örneğin,
W+WC faz alanında (0.712–0.776 mol kesir aralığında) artan CH 4 miktarı ile W %’si azalırken WC %’si artmaktadır.
1300 K’de H 2 –CH 4 atmosferinde WO 3 ’ten WC sentezinin sırasıyla WO 3 → WO 2 → W → WC adımlarından
geçtiği Şekil 5a’dan belirlenmiştir. Bu sonuçlar, WO 3 –H 2 –CH 4 sisteminde WC sentezi üzerine yapılan literatürdeki
deneysel çalışmalar [14, 21–23] ile de uyum içerisindedir.
Şekil 5b’den görüleceği üzere tüm CH 4 mol kesirlerinde gaz fazındaki ürünlerin ana bileşenlerinin H 2 O, CO ve CO 2
olduğu anlaşılmaktadır. Bu sonuçlar da literatürdeki WC sentezi için WO 3 –H 2 –CH 4 sisteminde yapılmış deneysel
çalışmalarda tespit edilen gaz türleri [14, 21–23] ile de uyumludur. Ayrıca termodinamik analiz sonucunda gaz
fazında düşük mol kesirlerinde az miktarda H 2 WO 4 , yüksek mol kesirlerinde de düşük miktarda C 2 H 4 , CH 3 ve H
gazları tespit edilmiştir.
Şekil 5b’den WO 3 +WO 2 faz bölgesinde gaz fazındaki ana bileşenlerin H 2 O, CO 2 , CO ve H 2 WO 4 olduğu ve bu gazların
miktarlarının WO 3 ’ten WO 2 ’e dönüşümün tamamlandığı mol kesri olan 0.081 mol kesrine kadar arttığı anlaşılmaktadır.
0.081 mol kesrinin altında H 2 ve CH 4 gazlarının giren miktardan daha az çıktığı görülmektedir. Bu da H 2
ve CH gazlarının reaksiyona girdiğine işaret etmektedir. Bu sonuçlar, (2) – (7) no’lu reaksiyonlar ile ifade edilebilir.
4
WO + H → WO + H O (∆G 3 (k) 2 (g) 2 (k) 2 (g) 0 = – 18 400 J) (2)
R
4WO + CH → 4WO + 2H O + CO (∆G 3 (k) 4 (g) 2 (k) 2 (g) 2 (g) 0 = – 170 856 J) (3)
R
5WO + H + CH → 5WO + 3H O + CO 3 (k) 2 (g) 4 (g) 2 (k) 2 (g) 2 (g)
(∆G0 = – 189 256 J) (4)
R
387

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3WO + CH → 3WO + 2H O + CO (∆G 3 (k) 4 (g) 2 (k) 2 (g) (g) 0 = – 158 561 J) (5)
R
4WO + H + CH → 4WO + 3H O + CO 3 (k) 2 (g) 4 (g) 2 (k) 2 (g) (g)
(∆G0 = – 176 961 J) (6)
R
5WO + CH → 3WO + 2H WO + CO (∆G 3 (k) 4 (g) 2 (k) 2 4 (g) (g) 0 = – 24 795 J) (7)
R
Tek faz WO bölgesinde H O, CO ve H WO miktarlarında hafif bir azalma gözlenirken CO içeriğinde ise belirgin bir
2 2 2 2 4
artış gözlenmektedir. Sisteme verilen H ve CH miktarlarının fazla olması nedeniyle bu gazların miktarları artan CH 2 4 4
mol kesri ile birlikte artış göstermektedir. Muhtemel CO oluşum reaksiyonları aşağıdaki gibi olabilir.
CH + H O → CO + 3H (∆G 4 (g) 2 (g) (g) 2 (g) 0 = – 103 361 J) (8)
R
CH + CO → 2CO + 2H (∆G 4 (g) 2 (g) (g) 2 (g) 0 = – 109 466 J) (9)
R
H + CO → CO + H O (∆G 2 (g) 2 (g) (g) 2 (g) 0 = – 6 105 J) (10)
R
2CH + H WO → WO + 2CO + 5H (∆G 4 (g) 2 4 (g) 2 (k) (g) 2 (g) 0 = – 292 005 J) (11)
R
WO 2 +W bölgesinde ise H 2 O, CO, CO 2 ve H 2 WO 4 içeriklerinde artış olduğu görülmektedir. Şekil 5a’dan artan CH 4
mol kesri ile birlikte WO 2 içeriği azalırken W içeriğinin arttığı anlaşılmaktadır. Bu sonuçlar ışığında WO 2 ’ten W oluşumu
için aşağıdaki reaksiyonlar yazılabilir.
3WO + CH → 2W + H WO + H O + CO 2 (k) 4 (g) (k) 2 4 (g) 2 (g) (g)
(∆G0 = – 9 384 J) (12)
R
2WO + H + CH → 2W + 3H O + CO (∆G 2 (k) 2 (g) 4 (g) (k) 2 (g) (g) 0 = – 94 667 J) (13)
R
2WO + CH → 2W + 2H O + CO (∆G 2 (k) 4 (g) (k) 2 (g) 2 (g) 0 = – 88 562 J) (14)
R
Tek faz W bölgesinde gaz fazındaki ürünlerden H O, CO ve H WO azalmakta iken CO miktarı ise belirgin bir şe-
2 2 2 4
kilde artmaktadır. Bu sonuçlar ise (8), (9) ve (15) no’lu reaksiyonlar ile ifade edilebilir.
CH + H WO → W + 3H O + CO (∆G 4 (g) 2 4 (g) (k) 2 (g) (g) 0 = – 184 297 J) (15)
R
W+WC bölgesinde ise H O ve CO değerlerinde belirgin bir değişim olmazken CO miktarında ise azalma olduğu
2 2
görülmektedir. Şekil 5a’dan görüleceği üzere artan CH mol kesri ile birlikte W içeriği azalırken WC içeriği artmak-
4
tadır. Bu sonuçlar ışığında W’den WC oluşumu sırasında gerçekleşmesi muhtemel reaksiyonlar, (9), (10), (16) ve
(17) no’lu reaksiyonlardır.
W + CH → WC + 2H (∆G (k) 4 (g) (k) 2 (g) 0 = – 87 686 J) (16)
R
W + 3CH → WC + C H + 4H (∆G (k) 4 (g) (k) 2 4 (g) 2 (g) 0 = – 49 214 J) (17)
R
Tek faz WC bölgesinde gaz fazındaki ürünlerden H O ve CO azalmakta iken CO miktarı ise artmaktadır. Bu sonuç-
2 2
lar ise (8) ve (9) no’lu reaksiyonlar ile ifade edilebilir.
WC dönüşümü tamamlandıktan sonra serbest C açığa çıkmaktadır. Bu bölgedeki muhtemel reaksiyonlar ise (9) ve
(18) no’lu reaksiyonlar ile gösterilebilir.
CH → C + 2H (∆G 4 (g) (k) 2 (g) 0 = – 52 626 J) (18)
R
Bu bilgiler ışığında WO ’in H –CH gaz karışımı ile 1300 K’deki karbürizasyonu üç temel kademe içermektedir.
3 2 4
Bunlar; (a) WO ’in H –CH gaz karışımı ile WO ’e indirgenmesi, (b) kısmi indirgenmiş ürünün H –CH gaz karışımı
3 2 4 2 2 4
ile redüksiyonun devamı neticesinde W eldesi ve (c) W’den WC sentezi şeklindedir. Bu sonuçlar, WO ’ten WC olu-
3
şumu için birçok toplam reaksiyona işaret etmektedir. Önerilen net reaksiyonlar ise aşağıda gösterilmektedir.
WO + H + CH → WC + 3H O (∆G 3 (k) 2 (g) 4 (g) (k) 2 (g) 0 = – 101 739 J) (19)
R
4WO + H + 5CH → 4WC + 11H O + CO 3 (k) 2 (g) 4 (g) (k) 2 (g) (g)
(∆G0 = – 510 317 J) (20)
R
7WO + 3H + 8CH → 7WC + 19H O + CO 3 (k) 2 (g) 4 (g) (k) 2 (g) 2 (g)
(∆G0 = – 809 429 J) (21)
R
4WO + 2H + 6CH → 4WC + 12H O + C H 3 (k) 2 (g) 4 (g) (k) 2 (g) 2 4 (g)
(∆G0 = – 368 484 J) (22)
R
4WO + 3H + 6CH → 4WC + 12H O + 2CH 3 (k) 2 (g) 4 (g) (k) 2 (g) 3 (g)
(∆G0 = – 178 642 J) (23)
R
5. SONUÇLAR
WC sentezi amacıyla WO 3 tozunun Ar atmosferinde ısıtılması akabinde H 2 –CH 4 (% 10) gaz karışımlarıyla 900–1300
K’de 60 dk ve 120 dk sürelerde reaksiyonları gerçekleştirilmiştir. Tek faz WC çalışılan şartlarda ancak WO 3 ’in 1300
K’e Ar atmosferinde ısıtılması sonrası H 2 –CH 4 gaz karışımı ile 120 dk’lık reaksiyonu sonucunda elde edilmiştir. Bu
şartta elde edilen WC tozunun 0.2–1.5 µm partikül ve ~50 nm kristal boyutlarına sahip olduğu belirlenmiştir. Gibbs
serbest enerji minimizasyon yöntemiyle yapılan termodinamik analiz, WC oluşumunun artan reaktan gazları ile
WO 3 → WO 2 → W → WC şeklinde olduğunu öngörmektedir. Ayrıca, bu dönüşümler için muhtemel reaksiyonlar da
saptanmıştır.
388

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
TEŞEKKÜR
Bu çalışma, İstanbul Üniversitesi Bilimsel Araştırma Projeleri Koordinasyon Birimi’nce desteklenmiştir. Proje
numarası: 1453.
KAYNAKLAR
1. German, R.M., Liquid-Phase Sintering, Plenum Press, New York, USA, 1985.
2. Matejka, D., Benko, B., Plasma Spraying of Metallic and Ceramic Materials, John Wiley & Sons, New York,
USA, 1989.
3. Eroglu, S., Ekren, H., Baykara, T., “Surface Hardening of Tungsten Heavy Alloys”, Scripta Materialia, Vol. 38,
pp. 131–136, 1998.
4. Schwarzkopf, P., Kieffer, R., Refractory Hard Metals, The Macmillan Company, New York, USA, 1953.
5. Lassner, E., Schubert, W.D., Tungsten: Properties, Chemistry, Technology of the Elements, Alloys and
Compounds, Kluwer Academic / Plenum Publishers, New York, USA, 1998.
6. Bolokang, S., Banganayi, C., Phasha, M., “Effect of C and Milling Parameters on the Synthesis of WC Powders
by Mechanical Alloying”, International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, Vol. 28, pp. 211–216,
2010.
7. Tang, X., Haubner, R., Lux, B., Kieffer, B., “Preparation of Ultrafine CVD WC Powders Deposited from WCl6
Gas-Mixtures”, Journal de Physique IV, Vol. 5, pp. 1013–1020, 1995.
8. Koc, R., Kodambaka, S.K., “Tungsten Carbide (WC) Synthesis from Novel Precursors”, Journal of the European
Ceramic Society, Vol. 20, pp. 1859–1869, 2000.
9. Reddy, K.M., Rao, T.N., Radha, K., Joardar, J., “Nanostructured Tungsten Carbides by Thermochemical Processing”,
Journal of Alloys and Compounds, Vol. 494, pp. 404–409, 2010.
10. Lei, M., Zhao, H.Z., Yang, H., Song, B., Tang, W.H., “Synthesis of Transition Metal Carbide Nanoparticles
through Melamine and Metal Oxides”, Journal of the European Ceramic Society, Vol. 28, pp. 1671–1677,
2008.
11. De Medeiros, F.F.P., De Oliveira, S.A., De Souza, C.P., Da Silva, A.G.P., Gomes, U.U., De Souza, J.F., “Synthesis
of Tungsten Carbide through Gas-Solid Reaction at Low Temperatures”, Materials Science and Engineering
A, Vol. 315, pp. 58–62, 2001.
12. De Medeiros, F.F.P., Da Silva, A.G.P., De Souza, C.P., Gomes, U.U., “Carburization of Ammonium Paratungstate
by Methane: the Influence of Reaction Parameters”, International Journal of Refractory Metals & Hard
Materials, Vol. 27, pp. 43–47, 2009.
13. McCandlish, L.E., Kear, B.H., Kim, B.K., “Chemical Processing of Nanophase WC-Co Composite Powders”,
Materials Science and Technology, Vol. 6, pp. 953–957, 1990.
14. Giraudon, J.M., Devassine, P., Lamonier, J.F., Delannoy, L., Leclercq, L., Leclercq, G., “Synthesis of Tungsten
Carbides by Temperature-Programmed Reaction with CH -H Mixtures: Influence of the CH and Hydrogen
4 2 4
Content in the Carburizing Mixture”, Journal of Solid State Chemistry, Vol. 154, pp. 412–426, 2000.
15. Davidson, C.F., Alexander, G.B., Wadsworth, M.E., “Initial Kinetics of Tungsten Carburization by Methane”,
Metallurgic Transactions B, Vol. 9, pp. 553–557, 1978.
16. Eroglu, S., Zhang, S.C., Messing, G.L., “Synthesis of Nanocrystalline Ni-Fe Alloy Powders by Spray Pyrolysis”,
Journal of Materials Research, Vol. 11, pp. 2131–2134, 1996.
17. Eriksson, G., “Thermodynamic Studies of High Temperature Equilibria”, Chemica Scripta, Vol. 8, pp. 100–103,
1975.
18. Besmann, T.M., “SOLGASMIX-PV, a computer program to calculate equilibrium relationships in complex chemical
systems”, Report No: ORNL/TM-5775, Oak Ridge National Laboratory, 1977.
19. Chase, M.W., Davies, C.A., Downey, J.R., Frurip, D.J., Mcdonald, R.A., Syverud A.N., JANAF thermochemical
tables, 3rd ed., J. Phys. Chem. Ref. Data 14 (Suppl. l), 1985.
20. Barin, I., Thermochemical Data of Pure Substances, VCH Verlagsgesellschaft, WeinHeim, Germany, 1993.
21. Löfberg, A., Frennet, A., Leclercq, G., Leclercq, L., Giraudon, J.M., “Mechanism of WO Reduction and Car-
3
burization in CH /H Mixtures Leading to Bulk Tungsten Carbide Powder Catalysts”, Journal of Catalysis, Vol.
4 2
189, pp. 170–183, 2000.
22. Leclercq, G., Kamal, M., Giraudon, J.M., Devassine, P., Feigenbaum, L., Leclercq, L., Frennet, A., Bastin, J.M.,
Löfberg, A., Decker, S., Dufour, M., “Study of the Preparation of Bulk Powder Tungsten Carbides by Temperature
Programmed Reaction With CH + H Mixtures”, Journal of Catalysis, Vol. 158, pp. 142–169, 1996.
4 2
23. Decker, S., Löfberg, A.,. Bastın, J.M., Frennet A., “Study of the Preparation of Bulk Tungsten Carbide Catalysts
with C H /H and C H /H Carburizing Mixtures”, Catalysis Letters, Vol. 44, pp. 229–239, 1997.
2 6 2 2 4 2
389

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2014 ALÜMİNYUM - KARBON SİSTEMİNDE Al 4 C 3 FAZININ SENTEZLENMESİ
VE SONRASI YAŞLANMA İŞLEMİNE ETKİSİ
Sinan AKSÖZ, A. Tamer ÖZDEMİR
Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Teknikokullar, 06500, Ankara,
sinanaksoz@hotmail.com, tozdemir@gazi.edu.tr
ÖZET
2014 Al alaşımı tozları ve %2 grafit, koruyucu saf Ar atmosferi altında 7 s mekanik alaşımlanma işlemine tâbi tutulmuşlardır.
Elde edilen karışım, 800 MPa basınç altında soğuk preslenmiş ve malzemeler 550 0 C de, aynı koruyucu
ortamda uzun süre sinterlenmiştir. Yapılan analizler, beklenen Al 4 C 3 faz parçacıklarının ancak sinterleme sırasında
oluştuklarını göstermektedir. Son olarak, 520 0 C de 2 saat çözeltiye alma işleminden sonra su verilen malzemeler,
150 0 C de 36 saatte kadar belli sürelerde yaşlandırma işlemine tâbi tutulmuşlardır. Mekanik alaşımlama yapılmadan
preslenip, sinterlenen 2. grup numuneler, yine aynı şartlarda yaşlandırılmışlardır.
Bu iki farklı malzeme grubunun yaşlanma zamanına bağlı sertlik değişimleri karşılaştırıldığında, mekanik alaşımlanmış
malzemelerin dayanımlarının dikkat çekici biçimde arttığı ve 150 0 C de çok uzun tavlanmalarına rağmen aşırı
yaşlanma belirtileri göstermedikleri belirlenmiştir.
Anahtar Sözcükler: 2014 Al alaşımı, Mekanik Alaşımlama, Yaşlanma, Al 4 C 3 fazı.
SYNTHESIS OF Al 4 C 3 PHASE IN 2014 ALUMINUM – CARBON SYSTEM AND
ITS EFECT ON SUBSEQUENT AGEING TREATMENT
ABSTRACT
2014 aluminum alloy powders and 2% graphite dust by weight were mechanically alloyed under the protective atmosphere
of purified argon gas for about 7 h. Blended powders were later cold pressed at 800 MPa and then long
term sintered at 550 0 C under the same gas tight conditions. The expected Al 4 C 3 phase could only be formed during
the process of sintering. Later, samples were solution treated at 520 0 C for 2 h, then water quenched and finally aged
at 150 0 C for several time intervals up to 36 h.
Another batch without the preliminary process of mechanical alloying, were similarly pressed, sintered and finally
aged hardened. When the change in hardness with respect to ageing time for each group were compared, it was
found that mechanically alloyed samples substantially reach to high strength values. However, softening due to
over-ageing could not be detected during the period of prolonged annealing at 150 0 C.
Key words: 2014 Al alloy, Mechanical Alloying, Ageing, Al 4 C 3 phase.
1. GİRİŞ
Günümüzde, Toz Metalurjisi (TM) ileri malzeme üretiminde yaygın olarak kullanılan yöntemlerden biridir [1, 2].
Mekanik Alaşımlama (MA) ise, normalde termodinamik olarak birbirleriyle karışım oluşturmayan maddeleri katı
reaksiyon tekniği ile hızlı ve etkin bir şekilde bir araya getirerek, çeşitli kompozit malzemeleri oluşturabilmede temel
yöntemlerdendir.
390

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MA işleminde, önce tozlar en doğru oranlarda karıştırılır ve sonra toz haznesinde öğütücü bilyalarla uygun görülen
süre içerisinde hızlı bir şekil birbirlerine yerdirilirler [3]. Böylece, birbirlerine adeta atomik boyutta katıştırılmış yeni
ve farklı kombinasyonlarda alaşım tozları oluşturulur [4]. MA ile, ana malzemeye parçacık takviyesi olarak çeşitli
karbürler ve diğer katı parçacıklar yedirilerek üstün özellikte ve yüksek performansta çeşitli kompozit malzemeleri
tasarlayıp, üretebilmek mümkün olabilmektedir.
Özellikle alüminyumda, çeşitli karbür parçacıkları takviye elamanı olarak kullanılmaktadır. Alüminyum karbür (Al 4 C 3 )
içeriği alüminyum metal teknolojisinde önemli bir bileşen ve elmas bağlı seramiklerin (Al 2 O 3 –Al 4 C 3 –AlN) üretimi
başlangıcında ilk kullanılan malzemelerden olup, bu yapı oda sıcaklığında yüksek termal iletkenlikle birlikte yüksek
elektrik direncine sahiptir. Ayrıca, Al 4 C 3 ilavesi metal kompozit ve alaşımlarının mukavemetleşmesini arttırmaktadır
(Al–Al 4 C 3 , Al–SiC–Al 4 C 3 , Al–Al 3 Ti–Al 4 C 3 , v.b.) [5].
Bilindiği gibi, 2xxx ve 7xxx serisi alüminyum alaşımları neredeyse havacılık tarihi kadar uzun bir süredir hava
araçlarında etkin olarak tercih edilmekte ve ağırlıklı olarak uçak kanatlarında, gövde ve dış yüzey kaplamalarında,
perçinlerde vs kullanılmaktadırlar. Yeni nesil 2014 alüminyum alaşımı, bu sektörde geleneksel olarak tercih edilen
2024 alaşımının yerini almış bir malzemedir. Bu alaşım özellikle sıcak ekstrüzyon ve sıcak haddeleme işlemleriyle
üretilmektedir.
Genellikle içeriğinde bulunan bakır, magnezyum, manganez oranları daha rafine edilmiştir. Ayrıca, üretimden gelen
diğer kalıntı elementlerin azaltılmış olması, sonraki katı hal işlemleri ve buna bağlı yapısal tasarım kabiliyetini arttırmaktadır
[6]. 2014 alüminyum alaşımının genel dayanım özellikleriyle korozyon davranışı 2024 alaşımına göre
daha gelişkindir.
Bu çalışmada, gaz atomizasyon yöntemi ile üretilmiş 2014 tozları, %2 karbon (C) tozlarıyla beraber MA işlemine tâbi
tutulmuş, presleme ve sinterleme sonrası elde edilen malzeme son olarak yaşlandırılmıştır.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
15 bar basınçlı saf argon gazı ile atomize edilen 2014 Al alaşım tozlarının dağılım aralığı 20-180 µm, ortalama boyu
ise 95 µm dir. Bu tozları, %2 grafit ile harmanlanıp, yüksek enerjili dikey Atritör’de saf Ar gazı atında MA işlemine
tâbi tutulmuşlardır.
Bir önceki çalışmada olduğu gibi işlem, 500 dev. / dak. ve 20: 1 bilye toz oranında gerçekleştirilmiştir [7]. Ancak,
grafit tozuna ilave olarak % 0.5 çinko stearat alaşım sistemine katılmış ve en uygun MA süresi olarak tespit edilen
7 saat süre sonuna kadar işlem sorunsuz olarak tamamlanmıştır. İşlem sonunda elde edilen kompozit tozlarının
ortalama tane boyutu 54,50 µm ve toz boyut aralığı 1,60-331 µm arasında değişmektedir. Başlangıçta yaklaşık 125
HV olan sertlik 7 saatin sonunda 228 HV ye çıkmaktadır.
MA sonrası tozlar, 800 MPa basınç altında preslenmişler ve daha sonra, 550 °C’de 4, 8 ve 24 saat süre ile sinterlenmişlerdir.
Son olarak, malzeme, 520 0 C de 2 saat çözündürüldükten sonra su verilmiş ve sırasıyla 150 0 C de 4, 8,
12, 16, 20 ve 24 saat yaşlandırılmışlardır. Yaşlanma öncesi mikro-yapıda oluşturulmuş olan Al 4 C 3 parçacıklarının
yaşlanmış malzemenin dayanımına olan etkilerini net olarak görebilmek için; 2ci grup bir malzeme, 2014 tozlarının
MA yapılmadan doğrudan benzeri koşullarda preslenmesi, sinterlenmesi ve ardından yaşlandırılmasıyla elde
edilmiştir.
Malzeme yapısındaki değişiklikleri tespit edebilmek için sırasıyla: Malvern Mastersizer E toz boyutu analiz cihazı,
Cukα λ=1.5406 ve 2º/dakika tarama hızında Bruker D8 XRD analiz cihazı kullanılmıştır. Mikro yapı incelemeleri
Joel JSM-5600 taramalı elektron mikroskobunda, sertlik ölçümleri ise, Shimadzu Mikro Sertlik cihazında 100g yük
kullanılarak gerçekleştirilmiştir.
3. BULGULAR VE TARTIŞMA
7 saat MA sonunda elde edilen tozların XRD analizi incelendiğinde beklenen Al 4 C 3 fazının halen oluşmadığı anlaşılmıştır
(Şekil 1). Bu bulgu diğer bazı çalışmalarda elde edilen sonuçlara benzerlik göstermektedir [8-11].
Buna karşın, MA sonrası elde edilen tozlar, preslendikten ve 550°C’de uzun süreler tavlanarak, sinterlendikten
sonra XRD analizleri tekrarlandığında, yapıda çok yavaş bir hızda Al 4 C 3 fazının oluşmaya başladığı ve Al 2 Cu faz
kırınım tepeleri arasında zamana bağlı olarak yavaşça yükseldiği görülmüştür (Şekil 2).
391

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Diğer yandan, 550 0 C de yapılan ışıl işlem sıvı faz sinterlemesi için yeterli olduğundan, işlem sonrası yavaş soğuma
sonucu tane sınırlarında yoğun olarak Al 2 Cu fazının oluştuğu görülebilmektedir [12, 13]. Şekil 3’de, 4 saat sinterlenmiş
numune mikro-yapısı ve element dağılım analizi (EDS) görülmektedir. Buna göre, resimde bulunan parlak
bölgeler bakır’ca zengin (Al 2 Cu) alanlardır ve tane sınırlarında toplanmışlardır.
Şekil 3. 550 °C’de 4 saat sinterlenmiş yapıda bölgelere göre EDS sonuçları.
Homojenleştirme (çözündürme) işlemi ile birlikte, tane sınırlarındaki Al 2 Cu zamanla erimekte, su vermenin ardından
yaşlandırma işlemiyle, Al 2 Cu fazı mikro-yapı içerisinde daha homojen dağılmaktadır. İşte bu yüzden, Örneğin, 550
ºC’de 24 saat sinterleme sonrasında 46 saat yaşlandırılan numunenin Al 2 Cu oluşumuna ait XRD kırınımlarının nispi
olarak alçaldığı Şekil 4’te rahatlıkla görülebilmektedir. Kısaca, yaşlandırma ile birlikte belli bölgelerde biriken Al 2 Cu
miktarı azalmaktadır.
392
Şekil 1. 7 saat MA işleminden
sonra tozların XRD
analizleri.
Şekil.2. MA ve preslenme
sonrası 550 ºC’de 24 saat
sinterlenmiş malzemenin
XRD analizi.
Şekil 4. MA ve preslenme
sonrası 550 ºC’de 24 saat
sinterlenmiş malzemenin 46
saat yaşlandırma
sonrası XRD analizi.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MA’nın yaşlanma üzerine olan etkisi ise Şekil 5’de açıkça görülmektedir. MA işlemi yapılmamış malzemenin başlangıçtan
gelen sertlik değerleri düşüktür. Su verme ve tavlama sonrası bilinen yaşlanma mekanizmalarıyla belli bir
değere çıkan dayanım, kısa bir zaman sonra azalmaya başlamaktadır. Öte yandan, MA işlemiyle zaten pekleşmiş
olan alaşım tozları, preslendikten sonra sinterleme sürecinde yoğun bir yapı oluştururken, Al 4 C 3 fazının oluşumuyla
ile malzeme yapısı kararlı hale gelmektedir. Bu yüzden, homojenleştirme ve su verme sonrası ara malzemenin sertliği,
MA işlemi uygulanmamış malzemenin yaşlanma işlemi öncesi sertliğinden daha yüksektir. Yaşlanma sürecinde
ise, başlangıçta MA yapılmış malzemede, dayanım ciddi miktarda giderek daha da artmakta ve sertlik değerleri belli
bir platoya eriştikten sonra, dayanımda herhangi bir azalma oluşmamaktadır.
4. SONUÇLAR
Yapıda Al 4 C 3 parçacıklarının yoğun olarak bulunması malzemenin dayanımını artırırken, yaşlanma süresini de
önemli ölçüde uzatmaktadır. Nano boyda, çok sık dağılımlı ve kararlı parçacıklar [7], MA ile elde edilen soğuk deformasyon
alt yapı oluşumlarının üzerinde oturduğu, onları hareketsiz kıldığı (veya kararlı hale getirdiği) ve böylece
toparlanma safhasını bastırdığı veya ötelediği bilinmektedir [14-16]. Yaşlanma ile mikro-yapıya ilave edilen Al 2 Cu
parçacıkları mikro-yapıyı daha fazla takviye ederken, daha kararlı ve sabit hale getirerek dayanımı yüksek seviyelere
çıkartabilmektedir. Öyle ki, malzeme 550 0 C de uzun süre tavlanmasına rağmen mikro-yapıda sertlik düşüşüne
sebep olabilecek hiçbir değişim (toparlanma veya yeniden kristalleşme) belirtisi görülmemektedir. Kısaca, üretilen
bu yeni ve öncü malzemenin yapısal özellikleri, yüksek sıcaklık uygulamalarına oldukça uygun bir malzeme olabileceğini
göstermektedir.
KAYNAKLAR
1. Suryanarayana C., “Mechanical Alloying and Milling”, Progress in Mater. Sci., 46 (2001) 1-184.
2. German R.M., ed. Sarıtaş S., Türker M., Durlu N., “Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri”, Türk Toz
Metalurjisi Derneği , Ankara, (2007).
3. Suryanarayana C., “Mechanical Alloying”, Pergamon Mater. Series, 2 (1999) 49-85.
4. Ruiz-Navas E.M., Fogagnolo J.B., Vlasco F., Ruiz-Prieto J.M., Froyen L., “One Step Production of Aluminium
Matrix Composite Powders by Mechanical Alloying”, Progress in Composites, 37 (2006) 2114-2120.
5. Solozhenko V.L., Kurakevych O.O., “Equation of State of Aluminum Carbide Al4C
”, Progress in Solid State
3
Communications, 133 (2005) 385-388.
6. Kaçar H., Atik E., Meriç C., “The Effect of Precipitation-Hardening Conditions on Wear Behaviours at 2024
Aluminium Wrought Alloy” Progress in Mater. Processing Tech., 142 (2003) 762-766.
7. Bostan, B., Özdemir A.T., Kalkanlı A., “Microstructure characteristics in Al-C system after mechanical alloying
and high temperature treatment”, Powder Metallurgy, 47:1 (2004) 37-42.
8. Arslan G., Kara F., Turan S., “Quantitative X-ray Diffraction Analysis of Reactive Infiltrated Boron Carbide–Aluminium
Composites” J. European Ceramic Society, 23 (2003) 1243–1255.
9. Wu, N. Q., Wu, J. M., Wang, G.X., Li, Z. Z., “Amorphization in the Al-C System by Mechanical Alloying”, J. of
All. And Comp. 260 (1997) 121-126.
10. Besterci, M., “Preperation Microstructure and Properties of Al-Al4C
System Produced by Mechanical Allying’’,
3
Materials and Design, 27 (2006) 416-421.
11. Zhou, Y., Li Z.Q., “Structural Characterization of a Mechanical Alloyed Al-C Mixture’’, J. Alloys and Comp.,414
(2006) 107-122.
12. Şimşir, M., Güngör, Ö., Ögel, B., ‘‘Al-Cu ve Al-Cu-Mg Toz Karışımlarının Azot Atmosferi Altında Sıcak Presleme
Çalışmaları’’, 10. Uluslararası Metalurji ve Malzeme Kongresi Bildiriler Kitabı Cilt III, 24-28 Mayıs, İstanbul,
1781-1788 (2000).
13. Zhou, J., Duszczyk, J., 1999. Liquid Phase Sintering of an AA2014-Based Composite Prepared from an Elemental
Powder Mixture. J. Mater. Sci. 34, (2008) 545–550.
14. Doherty R.D., The Deformed State and Nucleation of Recrystallization, Metal Sci., 8 (1974) 132-142.
15. Higgins G.T., Grain Boundary Migration and Grain Growth, Metal Sci., 8 (1974) 143-150.
16. Hoyt J.J., On the Coarsening of Precipitates Located on Grain Boundaries and Dislocations, Acta Metall.
Mater., 39 (1991) 2091-2098.
393
Şekil 5. MA sonrası 550 ºC’de
24 saat sinterlenmiş yapının
yaşlanma süresine bağlı sertlik
değişimi ile MA yapılmamış ve
aynı şartlarda yaşlandırılmış
yapının sertlik değişimiyle
karşılaştırılması.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
POWDER
PRODUCTION AND
NANO MATERIALS
www.turkishpm.org
394

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
EFFECT OF PROCESSING DURATION ON MECHANICAL
PROPERTIES OF MG-BASED NANOCOMPOSITES REINFORCED
BY MULTI WALLED CARBON NANO TUBES (MWCNT)
Sardar S Iqbal*, Mustafa Aydin**, Saikat Talapatra***, Peter Filip*, Raşit Koç****
* Center for Advanced Friction Studies, Mechanical Engineering & Energy Processes, Southern Illinois
University Carbondale, IL sarwatiq@yahoo.com, filip@siu.edu
** Dumlupinar University, Department of Mechanical Engineering, Main campus, 43100, Kutahya, TUR-
KEY, m_aydin@dpu.edu.tr
*** Department of Physics, Southern Illinois University Carbondale, IL stalapatra@physics.siu.edu
**** Mechanical Engineering & Energy Processes, Southern Illinois University Carbondale, IL, kocr@
siu.edu
ABSTRACT
Mechanical properties of Mg-based nanocomposites reinforced with non-heat treated virgin/pristine
multi walled carbon nanotubes (CNT) and prepared by powder metallurgy method, were investigated.
Microstructure was characterized by scanning electron microscopy. The flexural load, Young’s modulus
and failure strain were determined for processing time of 5, 30 and 60-minutes in comparison to pure
Mg. Mechanical strength was found to be dependent on processing time. The maximum load bearing
capability increased by 11% and 6% for nanocomposites prepared for 30 min and 60 min, respectively,
and Young’s modulus increased for 30-minutes processed nanocomposites in comparison to Pure Mg.
However, failure strain of pure Mg was the highest followed by nanocomposites processed for 60-min
due to apparent accommodation of dislocations in pure Mg. SEM of nanocomposites processed for
30-min showed a good bonding of CNT with the matrix, a better dispersion of CNT, with rest of the nanocomposites
exhibiting poor bonding. Mechanical strength and microstructure development showed a
strong dependence on dispersion of CNT and processing time.
Keywords: Magnesium, Carbon Nano Tubes, Composite Materials, Mechanical Properties
1.
INTRODUCTION
Magnesium (Mg) based composites are more interested due to their potential applications in aerospace,
automotive and sports equipment industries [1]. Mg and its alloys are increasingly used in engineering
structures due to their higher specific strength [2]. Carbon nanotubes (CNTs) have recently emerged as
materials with exceptional properties exceeding those of any conventional material [3-6]. Efforts are being
made to incorporate CNT as reinforcement into Mg matrix. Mechanical properties make CNTs ideal
candidates as reinforcements in composite materials to increase both stiffness and strength while also
contributing to weight savings. Carbon nanotubes have emerged as new reinforcements for a number
of material systems including polymeric [7,8], metallic [9–11] and ceramic [12] matrices.
Numerous research groups have added carbon nanotubes to polymer matrices with the aim of producing
conductive and high strength polymers. However, no significant improvement in mechanical properties
has been reported. The challenges faced were many, including nanotube agglomeration, and the
lack of control over alignment. Few research groups have investigated either metal or ceramic matrices.
A successful procedure was recently reported MWCNT were incorporated in both aluminum (Al) and
magnesium (Mg) matrices by powder metallurgy (PM) techniques [10,13]. Low-energy ball milling in a
Turbula mixer is used to homogenize the mix followed by compaction into a disc shape, and sintered.
The samples tested exhibited a ductile behavior, but the expected improvement in Young’s modulus was
395

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
only slightly achieved. The powder metallurgy technique is promising over other techniques such as
pressureless infiltration technique, mechanical alloying and by a powder can rolling technique [2, 14].
Various inadequacies in mechanical properties can be attributed, among several factors such as on
the difficulty of dispersion of CNT and subsequent agglomeration, use of limited amount of CNT, poor
bonding between matrix and CNTs, and the difficulty in the alignment of CNTs in the desired direction
in the matrix [9-11, 14,].
Although such issues have not yet been resolved, extensive efforts are underway to overcome them.
Present study discusses the impact of mixing duration of CNTs in Mg matrix on the mechanical properties.
2.
EXPERIMENTAL PROCEDURES
In the present study, powder metallurgy method was used for the preparation of a CNT within Mg powders
by ball milling mixing machine. Pure magnesium powder (99.9% pure, -325 mesh in size) from Alfa
Aesar was used as metal matrix. The multi wall carbon nano tubes (MWCNTs) produced by chemical
vapor deposition (CVD) process were used as reinforcements for the fabrication of nanocomposites.
Mg-nanocomposites were prepared by mixing CNTs at ratio of 1 % by weight. The mixing was performed
by high energy ball milling machine (Turbola spex 8000). The mixing duration was 5, 30, and 60 minutes.
The mixture of Mg and CNTs was cold pressed at 700 MPa. Mg-nanocomposites were sintered at
620 o C under argon atmosphere for 2 hours in tube furnace. The density was measured by mineral spirit
method using Archimedes’ principle by taking average of three readings. The flexural tests were carried
out in Instron 4202 Universal testing machine at cross head speed of 0.2mm/min. The microstructure
of fractured surfaces of the nanocomposites was studied and analyzed using scanning electron microscopy
Hitachi S-570.
3.
RESULTS AND DISCUSSIONS
Figure 1 shows the density and porosity of pure Mg and Mg-nanocomposites. It is apparent that the density
of pure Mg is the highest, and reduced significantly after incorporating 1% CNT by weight. On the
other hand, pure Mg shows minimum level of porosity, whereas Mg-nanocomposites show progressive
increase in the porosity with increasing CNTs. Since the steady decrease in density and an increase in
porosity is due to the increase in the ratio of CNTs. This indicates that although, the decrease in density
has occurred due to CNT reinforcements, yet an appreciable increase in porosity is observed, and
indicates the less effective homogeneous distribution of the CNTs in Mg-matrix, as the clustering of the
CNTs is unavoidable due to the sheer size of the CNTs at the nano levels. Goh et al. [15] also reported
on the decrease in the density of nanocomposites with increasing CNTs. Goh et al. [16] reported a similar
case, and attribute it to the addition of lighter weight CNTs or the increase in porosity in the Mg matrix.
Esawi et al. [14] attributed the lower densification to the CNT clustering present in the material.
Figure. 1 Density and porosity of Pure Mg and Mg-nanocomposites.
Goh et al. [16] reported a decrease in ductility with increasing CNT contents, and attributed it to agglomeration
of CNT becoming cluster which prevent the bonding between Mg and CNTs. Ultimately,
the nanocomposites are inherently prone with pre-existing cracks. These cracks are nucleation sites for
396

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
instability, and leads to the failure of the material. Goh, Lee and Gupta [15] reported that the increase
in porosity affects the integrity of the material, and attributed the existence of porosity to the clustering
of CNTs.
Figure 2 shows specific mechanical strength of the Mg-nanocomposites mixed for 0, 5, 30, and 60 minutes.
It is apparent that the Mg-nanocomposites mixed for 30-minutes exhibit highest modulus closely
followed by Mg-nanocomposites mixed for 5-minutes. The lowest modulus was exhibited by Mg-nanocomposites
mixed for 60-minutes. The specific strength of Mg-nanocomposites mixed for 30-minutes
was the highest followed by Mg-nanocomposites mixed for 60-minutes. The specific strength of pure Mg
was the lowest. Pure Mg exhibited the highest failure than the Mg-nanocomposites, which was followed
by Mg-nanocomposites mixed for 60-minutes. The Mg-nanocomposites mixed for 5-minutes exhibited
the lowest failure, and was followed by Mg-nanocomposites mixed for 30-minutes. Pure Mg showed
highest fracture energy followed by Mg-nanocomposites mixed for 60-minutes, and could be attributed
to higher failure strain. The lowest fracture energy is exhibited by Mg-nanocomposites mixed for 5-minutes,
and was followed by Mg-nanocomposites mixed for 30-minutes.
Figure.2 Specific strength of Mg-nanocomposites for different mixing duration.
Li et al. [17] reported that the compression mechanical properties of the MWNT/Mg composites. The
compression at failure, the compressive yield strength and ultimate compressive strength reportedly
improved significantly up to 36% by only adding 0.1 wt% MWNTs to the Mg alloy. Multiwall carbon nanotube/pure
magnesium composites by a powder metallurgical method were produced, and found out
that the Young’s modulus increased 9% in comparison to pure Mg by adding 2 wt% CNTs [13, 18].
Shimizi et al. [19] fabricated 1 wt% of short and straight carbon nanotubes reinforced Mg alloy composites
by a vacuum hot pressure method followed by extrusion. The yield strength, the tensile strength and
the Young’s modulus of the CNT/Mg composites reportedly improved by 23%. It is known that the CNTs
have high aspect ratio, which makes it possible to acquire smaller interparticle spacing in the matrix at
very low concentrations compared to other traditional reinforcements in powder form. Therefore, CNTs
can act as obstacles to dislocation movement in metals. Plastic deformation occurs if the dislocations
circumvent the obstacle or shear the nanotube. Due to CNT’s smaller diameter , shear appears to be
the most likely mechanism. It would mean that dislocations are held up at and around the CNT, and the
stress concentration at the head of the pile-up group of dislocations causes the CNT to yield by deformation
or fracture. Additionally, CNT are able to bridge the crack opening and crack bridging at the submicron
and nano levels. In the case of obstacles with high aspect ratio, dislocations cannot easily climb
to circumvent the obstacle, so an improvements of flow stress and toughness can be expected.
397

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 3 shows the strength and failure displacement of nanocomposites. It is apparent that the introduction
of CNT increased the load bearing capability of Mg metal by incorporating 1% CNT by weight.
The load bearing capability progressively increased with increasing mixing time, and maximum load
bearing capability is shown by Mg-nanocomposites mixed for 30-minutes. Subsequently, further mixing
time reduced the load bearing capability of Mg-nanocomposites mixed for 60-minutes. On the other
hand, Pure Mg showed higher failure resistance than the nanocomposites. The failure resistance of nanocomposites,
progressively increased with increasing mixing time, which shows that nanocompsoites
are losing characteristics of ‘pseudo fiber reinforce composite’ and are readily becoming homogenized
mixture of comparative particle size of Mg and CNT due to extensive crushing of CNT into progressively
finer bits and particles.
Figure 4 shows the SEM micrographs of fracture surfaces of Mg-nanocomposites for 30, and 60 minutes
mixing. It is apparent that Mg-nanocomposites mixed for 30-minutes show CNTs (in insert of SEM image,
a) which are longer. However, Mg-nanocomposites mixed for 60-minutes show negligible traces
of CNTs of longer lengths, which indicates that the crushing of the CNTs occurred extensively, and
changed the CNT into a finer particle form and, therefore, losing the characteristics of CNT as ‘fiber
reinforcement’ when compared with the Mg-nanocomposites mixed for 30-minutes. This also explains
the ductile behavior of the Mg-nanocomposites mixed for 60-minutes as the dislocations are easily accommodated
due to comparative sizes of the constituents. It can be seen that the nanocomposite mixed
for 30-minutes have more agglomerated areas whereas Mg-nancomposite mixed for 60-minutes shows
no such behavior. The, CNTs can act as obstacles to dislocation movement in metals, however, unlike
Shimizi et al. [19], no significant plastic deformation is observed in the current Mg-nanocomposites.
398
Figure. 3 Mechanical strength and
failure of nanocomposites mixed for
different time.
Figure.4. The SEM
images of the Mg-CNT
composites mixed at
different duration (a)
30 min; (b) 60min. The
micron bar in insert in
(a) is 800nm; and in (b)
micron bar is 100nm.

4.
CONCLUSIONS
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
1) Mg nanocomposites exhibited a lower density after incorporating CNT in comparison to pure Mg. The
porosity increase could be attributed to clustering of CNTs. SEM images of nanocomposites mixed
for 30-minutes exhibited longer CNTs, whereas nanocomposites mixed for 60-minutes showed negligible
CNTs.
2) Mg-nanocomposites mixed for 30-minutes exhibited higher mechanical strength and modulus
among Mg-nanocomposites and pure Mg. The lowest strength was shown by pure Mg.
3) Mg-nanocomposites prepared by powder metallurgy showed that mixing duration impacts the overall
mechanical and microstructural properties of the composites.
ACKNOWLEDGEMENTS
The authors would like to TUBITAK (The Science and Technological Research Council of Turkey) for
financial support during the post doctoral programmed at the Southern Illinois University,USA.
REFERENCES
1. C. S. Goh, J. Wei, L. C. Lee and M. Gupta1. Development of novel carbon nanotubes reinforced
magnesium nanocomposites using powder metallurgy technique SIMTech technical reports
(STR_V9_N3_04_JTG) Volume 9 Number 3 Jul-Sep 2008.
2. Naing Naing Aung, Wei Zhou, Chwee Sim Goh, Sharon Mui Ling Nai, Jun Wei. Effect of carbon
nanotubes on corrosion of Mg–CNT. Composites. Corrosion Science 52 (2010) 1551–1553.
3. De Heer W. Nanotubes and the pursuit of applications. MRS Bull 2004:281.
4 Demczyk BG, Wang YM, Cumings J, Hetman M, Han W, Zettl A, et al. Direct mechanical measurement
of the tensile strength and elastic modulus of multiwalled carbon nanotubes. Mater Sci Eng A
2002;334:173–8.
5. PJF Harris. Carbon nanotubes and related structures: new materials for the twenty-first century.
Cambridge University Press; 2001.
6. RS Ruoff, D Qian, WK Liu. Mechanical properties of carbon nanotubes: theoretical predictions and
experimental measurements. CR Phys 2003;4:993–1008.].
7 ET Thostenson, C Li, Chou Tsu-Wei. Nanocomposites in context. Compos Sci Technol 2005;
65:491–516.
8. Thostenson ET, Ren Z, Chou T. Advances in the science and technology of carbon nanotubes and
their composites: a review. Compos Sci Technol 2001;61:1899–912.
9. Laha T, Agarwal A, McKechnie T, Seal S. Synthesis and Characterization of plasma spray formed
carbon nanotube reinforced aluminium composites. Mater Sci Eng A 2004;381:249–58.
10. Carreno-Morelli E, Yang J, Schaller R, Bonjour C. Carbon nanotube reinforced metal matrix composites.
In: Proceedings of EURO PM 2003, October 20–22, 2003, Valence, Spain.
11. Zhong R, Cong H, Hou P. Fabrication of nano-Al based composites reinforced by single-walled
carbon nanotubes. Carbon 2003;41:CO1-851.
12 . Peigney A, Laurent Ch, Flahaut E, Rousset A. Carbon nanotubes in novel ceramic matrix
composites. Ceramics Int 2000; 26: 677–83.
13. Carreno-Morelli E, Yang J, Couteau E, Hernadi K, Seo JW, Bonjour C, et al. Carbon-nanotube/magnesium
composites. Phys Stat Sol 2004; 201(8):R53–5.
14. Amal M.K. Esawi , Mostafa A. El Borady. Carbon nanotube-reinforced aluminium strips. Composites
Sci. & Technology 68; 2008: 486-92.
15. C.S. Goh, J. Wei, L.C. Lee, M. Gupta. Simultaneous enhancement in strength and ductility by reinforcing
magnesium with carbon nanotubes. Materials Science and Engineering A 423 (2006)
153–156.
16. CS Goh, J Wei, LC Lee, M Gupta,. Development of novel carbon nanotube reinforced magnesium
nanocomposites using the powder metallurgy technique. 2006 Nanotechnology, doi:10.1088/0957-
4484/17/1/002.
17. Qiangqian Li, Andreas Vierecki, Christian A Rottmair, Robert F. Singer. Improved processing of CNT/
Mg alloy composites, Composites Science & Technology 69(7-8); 2009: 1193-99.
18. Song Hai-Yang and Zha Xin-Wei,. The effects of boron doping and boron grafts on the mechanical
properties of single-walled carbon nanotubes 2009 J. Phys. D: Appl. Phys.42 225402
doi:10.1088/0022-3727/42/22/225402
19. Shimizu Y. Multi-walled carbon nanotube-reinforced magnesium alloy composites Scripta. Mater.
2008: 58; 267–70.
399

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
PRODUCTION OF IN-sITU Cu/TiO 2 NANO-COMPOsITEs &
EvALUATION OF PHYsICAL AND MECHANICAL PROPERTIEs
Amir Hossein MOGHANIAN * ,Kazem PURAZRANG * ,
Parvin ABACHI * and Fahimeh SHOJAEEPOUR *
* Dept. of Materials Sci. and Eng., Sharif Uni. of Tech., Azadi Ave., Tehran, Iran,
abachi@sharif.edu, f.shojaeepour@gmail.com, abapar1390@yahoo.com, purazrang@sharif.edu
ABsTRACT
Copper matrix composites reinforced with TiO 2 particles, because of good electrical and thermal conductivity and
strength at high temperature, are suitable for contact materials. At present work, Cu/TiO 2 nano-composites, containing
different amounts of TiO 2 , were produced by in-situ oxidation of Cu-Ti pre alloyed powders. The morphology of
milled powders and microstructure of nano-composite specimens were studied using SEM. To evaluate mechanical
alloying progress of Cu and Ti powders mixture and internal oxidation after Cu 2 O addition, XRD analysis were
carried out. Physical and mechanical properties results of nano-composite specimens indicate the density, specific
electrical resistivity, hardness and wear rate values alternation with amount of TiO 2 in Cu matrix .
Keywords: Copper matrix nano-composite; TiO 2 particles; Internal oxidation; Specific electrical resistivity, Wear
rate.
1. INTRODUCTION
Oxide dispersion strengthened (ODS) copper matrix composites are known as highly thermal and electrical conductive
materials with high strength at room and elevated temperatures [1].It has been realised that the performance of
moving electrical contacts is greatly governed with friction and wear of the contact surfaces, so that, their motion in
operation leads to formation of wear particles and contamination on contact spots and current passage breakdown
[2]. Therefore, evaluation of tribological behaviour of contact materials and improvement of contact quality, reliability
and durability is necessary. Referring to other works, wear resistivity of copper base composites containing fine
particles as reinforcement is noticeably higher than pure copper [3].
Internal oxidation, as in-situ production route of ODS materials, has been the subject of numerous investigations
during the past decade. This process has two major benefits, firstly, it can prevent the formation of external oxide
scale and secondly, internal oxidation provides a method of introducing second phase particles into an alloy which
can affect the mechanical and other properties of alloys [4]. The Cu/Al 2 O 3 as a representative of these composites
owing almost identical electrical and thermal conductivity like as copper, represent higher strength in comparison
to pure copper [5]. Cu/Al 2 O 3 nano-composites are proper in use as contact materials but the duration of internal
oxidation, during internal oxidation of Cu (Al) solid solution is too long and the complete oxidation and therefore
perfect elimination of Al from Cu lattice is difficult to achieve [6]. The remained solute Al in Cu will lead to decrease
in electrical conductivity of the composite [7]. Referring to the equilibrium phase diagram of Cu-Ti, solubility of Ti in
Cu is limited and less than 6 weight percent at 1143˚K and very negligible at room temperature. Additionally; due to
solubility limitation curve, extraction of remained titanium from copper lattice with subsequent heat treatment is possible.
Moreover, oxidation rate of Ti is more than Al. Due to limited works on Cu/TiO 2 composite as materials used
in electrical contacts, the present work concentrates on this system. Cu/TiO 2 nano-composites has been produced
by in-situ internal oxidation of Cu-Ti alloyed powder. In order to investigate the effect of various amounts of TiO 2
particles on the density, electrical conductivity, hardness and wear rate of Cu/TiO 2 nano-composites, the Ti values
was selected at the range of 1-3 wt.%.
400

2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The elemental Cu (ME-1.12097.0500), Ti (purity of 99%, d

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 1. Morphology of Cu-2wt.%Ti powder after mechanical milling of (a) 60 hrs with BPR 10:1, (b) 40 hrs with
BPR 20:1, (c) 60 hrs with BPR 20:1.
Figure 2. XRD analysis of Cu-2wt.%Ti powder after mechanical milling of 60 hrs with BPR 10:1 and 20:1
The intensity of the peaks decreases with increasing of BPR. This can be related to grains refinement, increase of
lattice strain along with increasing of dissolved Ti in Cu. Determination of crystallite size and lattice strain from the
XRD data and using the Williamson-Hall equation [9], confirms this comment. During milling of elemental Cu and Ti
powders, Ti dissolves in Cu, progressively. Since, atomic radius of Ti (2.93A) is larger than Cu (2.56A), the lattice
parameter of Cu should be increased. Therefore, according to Bragg’s law and considering direct dependence of
lattice parameter to lattice planes distances, XRD peaks of alloyed Cu should be shifted to lower θ values. However,
due to low difference in atomic radius of Cu and Ti, the displacement of peaks is very negligible. In addition, dissolving
of limited amounts of oxygen atoms and their placement on interstitial sites of copper lattice would lead to strong
decrease of lattice parameter due to large difference in the atomic radii [10]. It should be noted that, the solution of
Fe atoms originated from milling jar and balls has the same effect. Another possibility for unexpected θ values is
formation of stacking faults during intense milling of copper having low stacking fault energy. Consequently, these
faults may cause a peak shift opposite to that caused by the dissolved atoms with atomic size of more than that of
Cu [11]. Referring to XRD analysis, it can be concluded that following the particles refinement and formation of thin
layers of Cu and Ti, after milling 60 hrs with BPR 20:1, Cu-Ti solid solution can be mainly formed.
The XRD results of pressed and sintered specimens of C1P and C1S, are shown in figure 3. It seems that, after
sintering, due to extraction of Ti atoms from Cu lattice and internal oxidation, diffraction peaks move to that of pure
402

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Cu peaks again. The intensity increment of the peaks is also sensible. However, due to very low amount of TiO 2
(max. 3.45 vol.%) and small particle size, the diffraction peaks of TiO 2 are not appeared for this specimen.
Referring to SEM micrograph of Cu/TiO 2 nano-composite in figure 4, average grain size is near 50 nm. The TiO 2
particles as light regions, are smaller than 100 nm. However, the insoluble Ti in Cu lattice can lead to formation of
coarser TiO 2 particles, with a size which depends on Ti particle size.
Figure 3. XRD results of Cu-Ti -Cu 2 O powders after pressing and sintering (C1P and C1S specimens)
Figure 4. SEM micrograph of Cu/TiO 2 nano-composite ( C1S)
The specified physical and mechanical properties values of pressed and sintered specimens are presented in tables
2 and 3. As it can be seen, due to presence of Ti in Cu lattice and formation of solid solution, remained porosity,
presence of Cu 2 O and probably some TiO 2 particles, specific electrical resistivity of pressed specimens increases
with increasing Ti content. In general, the values are higher than that of the of pure Cu which is equal to 1.7241μΩ.
cm. The specific electrical resistivity of Cu/TiO 2 composites increases also with increasing the amount of TiO 2 particles.
Two important strengthening and hardening mechanisms can be considered in the Cu/TiO 2 nano-composite
produced by in-situ oxidation: the oxide dispersion strengthening according to Orowan mechanism and refined
grains strengthening according to Hall-Petch relation [12].
specimen Designation
Table 2. Properties of pressed specimens
Density
(g/cm 3 )
403
Specific electrical resistivity
(μΩ.cm)
C1P 7.2 3.34
C2P 7.05 5.92
C3P 6.83 7.22
Table 3. Properties of sintered specimens
specimen Designation
Density
(g/cm3 )
Specific electrical resistivity
(μΩ.cm)
Hardness
(Hv)
C1s 7.74 1.95 75.3
C2s 7.31 2.79 87.8
C3s 7.11 7.19 96.5

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
To investigate wear behaviour of Cu/TiO 2 nano-composites dry sliding wear tests were carried out according to
ASTM G-99 standard using pin-on-disk equipment. As shown in figure 5 a, by increasing the sliding distance, the
amount of the specimens volume loss increases. As the reinforcement particles, TiO 2 , increases, the volume loss
decreases. Figure 5 b shows the wear rate of Cu/TiO 2 nano-composite versus TiO 2 particles. The lowest wear rate
belongs to C3S specimen.
(a) (b)
Figure 5. (a) Wear volume loss dependence to sliding distance and (b) Wear rate of sintered specimens
containing different amounts of TiO 2 particles
Figure 6 shows worn surfaces of C2S nano-composite after sliding of different distances. Sliding speed and normal
load are constant and equal to 0.25 m/s and 20 N, respectively. Grooves and channels parallel to the wear direction
in figure 6a indicate an abrasive wear. Increasing the sliding distance causes the formation of some cracks perpendicular
to the wear direction in the specimen surface which is indicative of the delamination dominance in high
distances. In addition, as the sliding distance increases to 2000 m, the depth and width of the grooves increases.
The EDS results in table 4 confirm an increase in oxygen content in the wear surfaces with increasing the sliding
distance from 1000 to 3000m. Due to friction between composite pin and counter-face disk surfaces, the temperature
of surfaces increases to the level in which an oxide phase forms. As indicated in table 4c, the oxidation wear
mechanism can be more effective after 3000 m sliding.
404
Figure 6. SEM images of worn surfaces
of C2S specimen after sliding distances
of (a) 1000, (b) 2000, (c) 3000 m,

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Table. 4. EDS analysis of worn surface of C2S specimen after sliding of (a) 1000, (b) 2000, (c) 3000 m
4. Conclusions
A study on the effect of milling condition and Ti content on the formation of in-situ TiO particles in Cu matrix com-
2
posites and evaluation of some physical and mechanical properties reveal the followings :
1- Formation of TiO particles can be proceed by mechanical milling and subsequent sintering of Cu(Ti)-Cu2O
2
powders mixture.
2- The density of Cu/TiO2
nano-composites decreases with increasing TiO particles content having lower density
2
in comparison to Cu matrix.
3- Specific electrical resistivity and hardness of Cu/TiO nano-composites increases with increasing oxide parti-
2
cles content.
4- Increasing the sliding distance causes an increase in the rate of wear volume loss, especially in the case of
specimens with low content of particles correspoding lower wear resistance.
5- At low sliding distance, the dominant wear mechanism is abrasive, whereas, at higher sliding distance the delamination
and oxidation mechanisms can perform greater role.
405

REFERENCEs
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
[1] J.Y. Cheng, M.P. Wang, “Nano scale Al 2 O 3 dispersion-strengthened copper alloy produced by internal oxidation”,
China-EU Forum on Nanosized Technology, pp. 93-101, 2002.
[2] M. Braunovic, V.V. Kochits and N.K. Myshkin, ,” Electrical contacts : fundamental, applications and technology”,
pp. 373-376, 2007, NY., CRC Press.
[3] P.K. Deshpande, R.Y. Lin,” Wear resistance of WC particle reinforced copper matrix composite and the effect of
porosity”, Material science and Engineering A, Vol. 418, pp. 137-145, 2006.
[4] S.Wood, D. Adamonos,”Internal oxidation of dilute Cu-Ti alloys”, Metallurgical Transaction, Vol. 6, pp. 1793-
1794, 1975.
[5] Z. Shi, M. Yan, “The preparation of Al 2 O 3 - Cu composite by internal oxidation”, Applied surface science, Vol.
134, pp. 103–106, 1999.
[6] S. H. Liang, L. Fang, Z. K. Fan., “Effect of powder characteristics on Cr internal oxidation for preparation of Cr 2 O 3 /
Cu composite”, Materials science and Technology, Vol. 20,pp. 800-803, 2004.
[7] S.H. Liang, L. Fang, “Internal oxidation of Cr in Cu-Cr/Cu 2 O composite powder prepared by mechanical activation”
Material science and Engineering A, Vol. 437, pp. 27-33, 2004.
[8] B.S. Murty, M. Mohan Rao and S. Ranganthan,”Nanocrystalline phase formation of solid solubility by mechanical
alloying’ Nanostrutured materials, Vol.3. pp.459-467, 1993.
[9] G.K. Williamson, W.H. Hall, Acta Metall, vol. 1, pp. 22–31, 1953.
[10] E. Botcharova, M. Heilmaier, J. Freudenberger, G. Drew, D. Kudashow, U. Martin, “Supersaturated solid solution
of niobium in copper by mechanical alloying”, jourmal of Alloys and Compounds, Vol. 351.pp. 119-125,
2003.
[11] C. Suryanaryana., “Mechanical alloying and milling”, Prog. Mater. sci., Vol. 46, pp. 1-184, 2001.
[12] S.J. Hwang, J.H. Lee, “Mechanochemical synthesis of Cu-Al 2 O 3 nano-composites”, Material science and
Engineering A, Vol. 405, pp. 140-146, 2005.
406

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
REsEARCHEs REGARDING THE OBTAINING OF CERMET TYPE
MIXTUREs FROM TiC-WC-(Ni,Co)-Al 2 O 3 AND TiC-(Ni,Co)-Al 2 O 3 sYsTEMs
Emilia Maria COMAN (CIOvICA)*, Irina CARCEANU**
* VALAHIA University of Targoviste, 2 nd Carol I Street, code 130024, Targoviste, Dambovita – Romania,
emilia_ciovica@yahoo.com
** Metallurgical Research Institute of Bucharest, 39 Mehadia Street, code 060543,
6 County, Bucharest – Romania, irina_carceanu@yahoo.co.uk,
ABsTRACT
The paper presents the results of experiments effectuated to obtain some intimate mixtures based on cermets
with a high level of TiC, special alumina Al 2 O 3 and different concentrations of metal binder Ni/Co. We present the
physical-chemical characteristics of sinterized benchmarks made of hard composites of Cermet type.
Keywords: cermets; intimate mixtures, cutting plates.
1. INTRODUCTION
The technological evolution in the field of powder metallurgy is related in the last decade by the appearance and
development of some new methods to obtain composite materials with hi-tech characteristics, methods allowing the
creation of new materials with superior mechanical properties to the existing ones obtained either by modifications
of the chemical composition or by modifications in terms of the obtaining method.
The use stresses specific to the more and more complex mechanical processing by chip removal as well as the
emphasis on the increase of productivity have led to the elaboration of new materials obtained by the application
and development of some advanced technologies that may allow the obtaining of some products with hi tech characteristics;
they must simultaneously have high values of the triplet hardness (wear resistance) – tenacity (bending
resistance) – chip removing speed as well as properties of mechanical shock resistance, corrosion and oxidization
at high temperatures appearing during their use. Regardless of the appearance, development and implementation
in industry of some advanced technological processes, the mechanical processing, especially the chip removal, still
occupies a dominating position.
The variety of processed materials and the processing conditions on plants in full diversification, the complexity of
the tribo-technical processes during chip removal as well as the numerous factors influencing the operation characteristics
of the cutting tool have triggered worldwide, among the famous manufacturers in the field of processing
the hard alloy powders, preoccupations focusing on a series of aspects such as:
♦ Obtaining the optimal geometry of the cutting plates depending on the characteristics of the cutting process;
♦ Extending their field of use while restraining the range of powders used;
♦
Design of some materials that might make possible the mechanical processing at higher and higher speeds
in absence of vibrations.
CERMET is a term used for a wide range of materials and, in accordance with the definition from “Metals Handbook“
CERMET is a “product of powder metallurgy made of ceramic particles bound in a metal matrix” (see [1]).
Cermets are materials made of heterogeneous compositions of one of several ceramic phases wit metals or alloys
having a set of properties resulted from the combination of qualitative characteristics of the initial constituents and
also new properties that may no be encountered in the latter ones. Cermets have a set of physical-mechanical properties
allowing their use in different technical fields for heavy duty work as materials resistant to high temperatures,
materials with a special refractoriness, materials resistant to oxidization at high temperatures, materials resistant to
corrosion in acid environments, materials resistant to wear [2].
407

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Depending on the basic component, cermets fall into: oxydic cermets (oxide-metal) and non-oxydic cermets such
as those based on carbides (carbide-metal), nitride-based cermets (nitride-metal) or boride-based cermets (boridemetal).
Carbide-metal cermets represent the largest class of composite materials being discovered since 1922. This
important invention consisting in the making of a combination between a hard component, namely wolfram carbide
(WC – hexagonally compactly crystallized) with a ductile phase as binder - cobalt (Co), was the reason for the setting
up of WIDIA company in Germany [3]
After a couple of years, they started the development of the titanium and nickel carbide-based materials, (TiC-Ni)
under the clear denomination of cermets. In current practice for the composites used in the processing of metals by
chip removing, the term cermet is used to define the tool materials based on titanium carbonitride (TiCN) bound with
nickel (Ni) and/or cobalt (Co), with the possibility to add some different carbides [4]. This terminology will apparently
help to tell these types of materials for cutting tools from the conventional ones based on wolfram carbide (WC),
though titanium carbonitride is not at all “more ceramic” than wolfram carbide[5].
At the same time, the complexity of the increasing processing operations has led to the appearance of some problems
in terms of chi removing after the processing by chip removing of very small depth and high speed; the cutting
tools executed from such materials need sharp cutting edges that may be executed at a high qualitative level from
cermets as compared to those executed from conventional hard alloys with or without cover layers [6].
2. EXPERIMENTAL CONDITIONs
To execute the cutting plates, we tried to obtain some composition recipes of CERMET type CERMET with a high
content of TiC (superior to 25 %), different concentrations of metal binder Ni/Co and special alumina Al 2 O 3 .
The chemical composition of the powder mixtures was: TiC = 75 %; WC = 10 %; Co = 5 %; Ni = 5 %; Al 2 O 3 = 5
% - for system (TiC - WC - (Ni, Co) - Al 2 O 3 ) and: TiC = 75 %; Co = 5 %; Ni = 5 %; Al 2 O 3 = 15 % - for system
(TiC - (Ni, Co) - Al 2 O 3 ). The binder temporarily used to obtain some powder homogenous mixtures was transparent
A type paraffin [7].
The experimental works for the execution of the compositional systems of the type (TiC – WC - (Ni, Co) - Al O ) and
2 3
(TiC - (Ni, Co ) - Al O ) consisted in:
2 3
♦ choosing the raw materials;
♦ characterization of the elementary powders and processed powders according to the standards in force;
♦ obtaining the experimental powdery mixtures used to obtain cermets;
To obtain the basic mixtures based on cermets, we used the following powders:
• wolfram carbide powder WC (from PLANSEE company – AUSTRIA);
• cobalt powder Co (from TIZIT company – AUSTRIA);
• nickel powder Ni (from TIZIT company– AUSTRIA);
• special calcinated alumina powder Al2O
(ICEM Bucharest).
3
The properties of the powders used within the experimental works to obtain the mixtures used in the obtaining of
cermets are given in table 1a [4] and their supplementary characterization was made according to the international
standards in force being presented in table 1b.
Table 1a. Properties of powders used in the execution of the cermet-based mixtures
Material
Vickers
hardness
[HV 50 ]
Crystallographic
structure
Melting
temperature [°C]
408
Specific density
[g/cm 3 ]
Elasticity module
[Gpa]
WC 2200 hexagonal 2800 15.63 696
TiC 3000 cubic 3100 4.94 451
TaC 1800 cubic 3800 14.50 285
Co < 100
Cubic /
hexagonal
1495 8.9 207
Ni < 100 cubic 1455 8.9 207

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Table 1b. Characteristics of the powders used in the execution of cermet-based mixtures
Powder type
Average particle diameter,
Fischer [μm]
Flow rate
[sec/100g]
Apparent freely poured density
[g/cm3 ]
WC 1.50 37 7.83
TiC 2.00 33 2.28
TaC 1.95 31 6.55
Co 1.00 it doesn’t flow 3.46
Ni 1.50 35 2.30
Al O 2 3
Initial: 4-5;
After : 2.0
it doesn’t flow 3.70
In table 2, we present the physical-chemical characteristics of the special alumina used[7].
Special alumina used has a content of 1% Cr 2 O 3 having the same role with that of Cr 3 C 2 in case of metal carbide
powders, namely an inhibitor of granulation increase in sinterized structure.
Material
Table 2. Physical-chemical characteristics of calcinated alumina powder
Al 2 O 3
[%]
Special alumina cca. 99,5
Fe 2 O 3
[%]
max.
0,20
Alkalis
[%]
max.
0,15
Humidity
[%]
max. 0,5
409
SiO 2
[%]
max.
0,15
αAl 2 O 3
[%]
Specific density [g/
cm 3 ]
cca. 98 3,70
The special alumina powder having an average diameter of particles of 4-5 μm was subjected to grinding for 16
hours to obtain a granulation as close as possible to the metal carbide powders used. Thus, following the grinding
operation executed in Attritor, the average diameter of the alumina particles was 2 μm.
Attritor mills are made of a cylindrical vertical tank where the grinding ball load is activated by means of a vertical
stem and a set of horizontal arms. These arms are arranged perpendicularly on the vertical stem and they carry
along the balls by the rotation movement. Balls will move at first together with the stem arms, then they will be carried
along in a falling movement triggering the collision among them and with the processed material.
Collision may occur among balls, between balls and the tank walls and between balls, the stirring arm and arms.
Grinding occurs due to collisions and frictions. The mills of this type are produced in a wide range of capacities
(1-1000 dm 3 ), they may have variable speeds, they may be cooled or may work in controlled atmospheres. The
Attritor type installations have a simple design, they are easy to operate and allow the continuous execution of the
process. Following fragmentation, we obtain a much more dimensionally uniform powder in a much shorter time as
compared to the time necessary for the ball mills.
For the experimental works, we prepared two mixtures having different compositions, according to table 3, so as
to obtain cermets.
Table 3. Compositions of experimental cermet-based mixtures
Material / Mixture coding TiC
[%]
(TiC – WC - (Ni, Co) - Al 2 O 3 ) / A1 75 10 5 5 5
(TiC - (Ni, Co) - Al 2 O 3 ) / A2 75 - 5 5 15
The execution of mixtures in reduced quantities (about 300 g) took place as follows:
• the component powders were dosed by weighing on the analytic balance;
• the powders were mechanically homogenized for 12 h, in cylindrical airtight containers 75 mm wide and 95
mm long, fitted on a rotating device with rotation n = 60 rpm.
The aspect of the mixtures obtained following this operation was uniform without inhomogeneities visible by the
naked eye. The powder mixtures were then bound with paraffin (4%), sieved in semidry state by a sieve having the
size of meshes of 0.4 mm and then dried finally obtaining an adequate granulation of the powder mixtures characteristic
to the “ready for pressing” mixtures.
The binder used - A type paraffin – has the following characteristics:
• density: γ = 0.90 g/cm3 ;
• melting type: Tt
= 50 - 54 oC. In table 4, we give the characteristics of the cermet type mixtures obtained - (TiC – WC - (Ni, Co) - Al O ) / A1; (TiC
2 3
- (Ni, Co) - Al O ) / A2 [2].
2 3
WC
[%]
Co
[%]
Ni
[%]
Al 2 O 3
[%]

Powdery
mixture
obtained
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Table 4. Physical-technological characteristics of experimental mixtures
Material / Mixture coding
Flow rate
410
Physical-technological characteristics
Apparent freely poured
unsettled density [g/cm 3 ]
Fischer average
diameter FSSS
[μm]
(TiC-WC-(Ni, Co) - Al O ) 2 3
/ A1
[sec/100]
55 4.56 1.95
(TiC- Ni, Co ) - Al O ) / A2 2 62 4.23 1.80
The values obtained while determining the flow rate allow the use of these mixtures in making automatic presses
with volumetric filling. To know the compaction aptitude, it was necessary to determine the optimal specific pressing
pressure.
The specific pressure ranges between 200 - 300 MPa depending on the nature and composition of powders used,
the geometry and sizes of the part, the type and quality of matrix.
The pressing was executed bilaterally on a steel matrix with circular section having the surface of 1 cm 2 , and a steel
matrix having a rectangular section (6.26 x 43) mm 2 to make the transversal rupture strength specimens, at specific
pressures of 2000 N/mm 2 for the powdery mixtures of the type A1 and A2 (v.[7]).
From the cermet type powder mixtures obtained this way we pressed at least 15 cylindrical compressed items and
10 A type specimens from every composition, and we obtained the average densities of the compressed items
given in table 5.
Table 5. Average densities of the compressed items in uncured state from experimental CERMET type mixtures
Powder class
Density in uncured state [g/
cm3 ]
TiC-WC-(Ni, Co) - Al O ) / A1 2 3 4.975
(TiC- Ni, Co ) - Al O ) / A2 2 4.889
All compressed items were measured (to subsequently determine the dimensional variation) and weighed (to determine
the mass loss after the debinding – pre-sinterization operation).
As we expected, the smallest density in uncured state may be noticed for mixture A2 where the alumina content
(having a smaller density as compared to the other constituents) is in a larger proportion (15 %) and does not contain
wolfram carbide powder (with the highest density of all composing powders).
In the process for the obtaining of conventional hard sinterized alloys, especially of cermets, to facilitate the pressing
operation, we frequently use paraffin, as we mentioned above. Once the pressing process ended, the lubricant
must be eliminated since its presence might cause certain drawbacks during the sinterization operation, such as:
- carburization or oxidization of parts;
- degradation of part surface (on the surface of parts might appear “pinches” caused by the exaggerated pressure
of the gases resulted from the cracking of the lubricant or its fast volatilization).
In general, lubricants melt at temperatures below 200 o C and boil at temperatures below 350 o C. Consequently, heating
the parts must be slow by 30 o C/min at most, up to 500-600 o C, where they are kept for 30-45 minutes so as not to
appear physical-chemical modifications in the deparaffined parts. In case of paraffin, this must be extracted slowly
and controllably (depending on the size and surface specific to the parts) so as not to destroy the surface of the part
and paraffin should not decompose forming free carbon. Deparaffining shall be executed in depressurized hydrogen
current, in a static oven, the determination of the optimal work temperature being obtained experimentally.
Thus, up to 400 o C, the heating speed must be very slow, at 400 o C paraffin cracks and forms inferior paraffinic hydrocarbons
and free carbon. Its evaporation takes place depending on the surface of the compressed item exposed to
the thermal flow that must ensure the volatilization of the lubricant without restrictions, the volatilizing quantity being
replaced by another diffusing from the inside to the surface.
Once paraffin has been transferred to the gas current, this must be removed from the reaction area as soon as
possible; the parts must be put in such a manner that the maximum surface should be exposed in the atmosphere
of the oven without creating areas of agglomeration or areas from where paraffin may not be removed in order to
avoid its depositing on certain areas of the oven and its subsequent cracking.
The pressed benchmarks were submitted to debinding in Siemens-Plania oven, in hydrogen atmosphere, using as
a packing agent the alumina calcinated beforehand at 1450 o C, for 5 hours, to ensure the thermal stability.
The parameters of the debinding – pre-sinterization process were:

•
•
•
•
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
atmosphere- hydrogen;
pre-sinterization temperature was in the temperature interval (800-900)
maintaining at pre-sinterization temperature: 30 min.;
total time of the debinding – pre-sinterization cycle: 8h 30 min;
Following the debinding – pre-sinterization operation, we noticed that the established parameters allowed a uniform
elimination of the binder without the appearance of cracks. The pressed benchmarks were submitted to the sinterization
operation to obtain the complex of properties imposed to the material.
The sinterization operation was executed in a vacuum induction heating furnace of Balzers type, with currents of
average frequency and the parameters of the sinterization operation were the following:
o o • values of the sinterization temperature were in the interval 1400 C – 1450 C;
• soaking time at sinterization temperature: 60 min.;
• total time of the cycle: 8 h.
For the characterization of the sinterized benchmarks, we determined the following physical-mechanical properties:
• Vickers hardness HV50
;
3 • density (g/cm );
2 • transversal rupture resistance (daN/cm );
• contraction to sinterization.
In table 6, we present the characteristics of sinterized benchmarks made of the analysed compositions. The structural
compositions were analysed by electronic microscopy SEM by means of an electron scan microscope CX
100-JEOL-TEMSCAN, at 100 kV, the magnification being 300,000 times, equipped with an energy dispersive analysis
system (EDS) and wave length (WDX);
Number of batch
411
o C;
Table 6. Characteristics of sinterized benchmarks
Density
[g/cm 3 ]
Rupture
resistance
[N/mm 2 ]
HV 50
Contraction on the direction of
application of the pressing force
C h [ % ]
Batch A1/ (TiC-WC)-(Ni,Co) - Al 2 O 3 ) 4.775 525 1400 3.375
Batch A2/(TiC- Ni, Co) - Al 2 O 3 ) 4.376 350 1450 2.430
We may notice that the densities obtained have values typical to the cermet type hard alloys and fall in the interval
4.37-4.77 g/cm 3 , the smaller value of the density of mixture A 2 (4.376 g/cm 3 ) as compared to the one corresponding
to the powdery mixture A1 (4.775 g/cm 3 ) is due to the fact that WC powder is missing from the structure of one of
these mixtures (case of mixture A2) – having the highest density among the carbides present in the four mixtures
and to the fact that this class - class TiC - (Ni, Co) - Al 2 O 3 mostly containing titanium carbide.
The values of resistance to transversal rupture determined by parallelipipedic sinterized specimens indicate that
batch A1/ (TiC-WC-(Ni,Co) - Al 2 O 3 ) registers a clearly superior value to class TiC - (Ni, Co) - Al 2 O 3 due to the presence
of wolfram carbide.
The value of the triplet density – rupture resistance – hardness obtained this way indicate that the sinterization
parameters established for these mixtures allowed a high level of densification of the sinterized structures.
The sinterized benchmarks were prepared for metallographic examination in order to determine microstructure.
Microstructural analysis was executed by gradually highlighting the phases by Murakami attack.
Murakami attack specific for the highlighting of the phases present in cermets and hard alloys is a mixture made of
10 gr K 3 Fe(CN) 6 , 10 gr. KOH and 100 ml distilled water.
The samples for analysis were analysed under the electronic microscope with a magnification of X 1000, in attacked
state (see figures no. 1-2).
Figure 1 presents the morphology of particles from the structure of class type A1/TiC-WC-( Ni, Co) - Al 2 O 3 ; we may
notice fine granulation powders but also the fact that the phases existing in the sinterized structures are somehow
non-uniformly distributed; the structure presented is an angular structure characteristic to the sinterized hard alloys
(a possible explanation might be that this class of powder has the highest content of WC; structural non-homogeneity
might be due to the insufficient humectation of the carbide phase –WC – by the binder phase Ni/Co).

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Attack: Murakami X1000
Figure 1. Microstructural aspect of cermet type
mixture A1/ TiC-WC - (Ni, Co) - Al 2 O 3 )
In figure 2, we present the morphology of the particles from the structure of class type A2/(TiC-(Ni, Co) - Al 2 O 3 ); we
may notice fine granulation powders, a relatively uniform distribution of components (relatively rounded shape of
particles allows a high level of enveloping of particles). The structure presented is a structure typical to a CERMET
– a structure of the type nucleus-cellular edge, the ceramic-metallic particles having rounded, annular shapes.
3. CONCLUsIONs
• We may obtain cermet-based mixtures with a high content of TiC (superior to 25%), different concentration of
metal binder Ni/Co and special alumina Al 2 O 3 by using techniques specific to the powder metallurgy;
• The systems of ceramic-metallic materials selected were characterized from the physical-mechanical and structural
viewpoint in accordance with the norms specific to the powder metallurgy;
• The experiments effectuated allowed us to establish the factors with a significant influence on the characteristics
of the materials of Cermet type under study, namely formation parameters, composition of gaseous environments
as well as thermal and temporal parameters of the thermal treatment processes;
• The cermet type powdery mixtures obtained experimentally are recommended to be used in the making of cutting
plates utilized on automatic machines, at very high chip removing speeds and in conditions of dry processing.
4. REFERENCEs
1. C. Collin, 13-th International Plansee Seminar,Comparative study of the properties of WC-Co Cermet, vol. II,
Reute, 1993, 505-522;
2. C. Collin, 1993, Processing of composition gradient WC-Co Cermet, 13-th International Plansee Seminar, Vol
2, Reutte, 522-537
3. N. Cherradi, 1996, Matériaux a gradient: exploatation du concept et tecniques de production par métallurgie du
poudres, La Revue de Métallurgie – CIT/Science et Genie des Matériaux, 185-196;
4. M. Sjostrand,
2001, Advances in coating technology for metal cutting tools, Metal Powder Report, No. 4, 24-
30;
5. A.F. Lisovsky, 1987 On the inhibition of metal melt by sintered carbides, Powder Metallurgy Intternational, No.
5, 18-21;
6. C. Ciocardia, E. Dragulanescu, I. Dragulanescu, 1985, Aliaje dure sinterizate din carburi metalice, Ed. Tehnic ,
Bucureşti;
7. Raport de Cercetare ICEM-C156/2004, Faza II/2004; RESEARCHES REGARDING THE OBTAINING OF
CERMET TyPE MIXTURES FROM TiC-WC-(Ni,Co)-Al O AND TiC-(Ni,Co)-Al O SySTEMS
2 3 2 3
412
Attack: Murakami X1000
Figure 2 – Microstructural aspect of cermet type
mixture A1/ TiC-WC - (Ni,Co) - Al 2 O 3 )

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
sINTERING
AND sINTERING
ATMOsPHEREs
www.turkishpm.org
413

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ATMOsPHERE EFFECT ON sINTERING BEHAvIOUR OF AsTALOY
CrM AND AsTALOY CrL HöGANäs POWDERs WITH MANGANEsE AND
CARBON ADDITIONs
Tadeusz PIECZONKA*, Maciej SULOWSKI*, Andrzej CIAS*
*AGH University of Science and Technology, Faculty of Metals Engineering and Industrial Computer Science,
Physical and Powder Metallurgy Research Unit,
PL 30-059 Kraków, Poland, Al. Mickiewicza 30, pieczonk@agh.edu.pl
ABsTRACT
Dilatometric data for Astaloy CrM (3% Cr-0.5% Mo) and Astaloy CrL (1.5% Cr-0.2% Mo) powders with additions
of 0.3% carbon and 3.0% manganese during sintering cycles up to 1120 and 1250°C in different atmospheres are
reported. For comparison, also Astaloy CrM and Astaloy CrL powders were investigated. Starting with green densities
of approx. 6.8 g/cm 3 , the final density of sintered compacts was influenced mainly by the sintering temperature,
while the results showed the only minor effect of the sintering atmosphere on the final dimensional changes.
However, the sintering atmosphere influences the sintering behaviour and a final chemical composition of sintered
compacts. In sintered and cooled in the dilatometer Mn-Cr-Mo-C steels predominantly bainitic structures were
obtained / observed.
Keywords: Pre-alloyed Iron Based Powders, Sintering, Dimensional Control, Dilatometry
1. INTRODUCTION
Chromium and manganese are potentially important alloying elements in sintered steels. When correctly employed,
they can improve mechanical properties, hardenability and nitridability [1-6]. For these reasons Cr and Mn are the
elements, which are widely used in many structural wrought steels. However, up to date, these elements have seen
little exploitation in the powder metallurgy (PM) industry due to their extremely high affinity for oxygen [7-16]. One
of the recent (1998) industrially available means of incorporating chromium into structural PM parts production is
use of the water atomised pre-alloyed Astaloy CrM (Fe-3%Cr-0.5%Mo) powder developed by Höganäs AB [17].
This producer delivers also (since 2002) a modified powder grade Astaloy CrL (Fe-1.5%Cr-0.2%Mo) [18]. Sintered
compacts made of these powders alloyed with carbon indicate attractive mechanical properties, including sinter
hardening effect [19-24]. The limited use of both powders in PM industry is associated with the processing requirements
of very low dew point/oxygen potential of the sintering atmosphere at normal link-belt sintering temperatures.
The atmosphere requirements are relaxed by the use of elevated sintering temperatures (above 1200°C) [1]. There
has been, however, a reluctance on the part of manufacturers to use this technique in, for example, walking beam
or pusher furnaces on the grounds of cost and availability. This situation is changing with the introduction of modern,
more cost efficient furnaces.
Because high temperature sintering (HTS) promotes oxide reduction, it is an especially very useful PM route for
steels containing elements which have a high affinity for oxygen, particularly if they are added in elemental form.
HTS further promotes homogenisation of the microstructure and pore rounding, which can lead to the improvement
in the mechanical properties of PM steels [4]. Additionally, the hardenability of Astaloy CrM and Astaloy CrL steels
can be further increased by manganese addition to the starting powder, and e.g. Mitchell et al [1-4] have reported or
obtaining martensite, including by air hardening, and presented initial sinter hardening data. It is well known in PM
industry that the dimensional changes occurring during the whole PM cycle have to be carefully controlled to produce
high precise parts and to keep required tolerances. There are many parameters influencing the dimensional
behaviour of the compact during sintering. Main of them is the sinterability of the material subjected to the specific
414

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
external conditions, which includes chemical homogenisation and material – sintering atmosphere interactions.
Thus, in this paper a study of the temperature and atmosphere effect on dimensional changes of Mn and C containing
compacts based on Astaloy CrM and Astaloy CrL Höganäs grade powders is shown.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
The following starting powders were used:
• commercial pre-alloyed Fe-3%Cr-0.5%Mo Höganäs Astaloy CrM grade powder,
• commercial pre-alloyed Fe-1.5%Cr-0.2%Mo Höganäs Astaloy CrL grade powder,
• smaller than 40 μm fraction (distribution centred around 10 μm) of low carbon ELKEM ferromanganese powder
supplied by Elkem Ferromanganese Sauda, Norway, containing 77.0 wt% Mn, 1.3 wt% C, 0.2 wt% O , 0.02 wt%
2
N and Fe – bal.,
2
• commercial C-UF Höganäs fine graphite powder.
The lubricant was not added.
The starting powders were mixed in Turbula mixer for 30 minutes to prepare the following mixtures:
• Astaloy CrM + 0.30 wt% C + 3.0 wt% Mn,
• Astaloy CrM + 0.33 wt% C + 3.0 wt% Mn,
• Astaloy CrL + 0.30 wt% C + 3.0 wt % Mn,
• Astaloy CrL + 0.33 wt% C + 3.0 wt% Mn.
•
For comparison, the compacts based on as-received Astaloy CrM and Astaloy CrL powders were also used.
Mixtures were carefully handled to minimise any segregation of the constituents. The mixtures were compacted
into rectangular specimens of size 4x4x15 mm3 , using uniaxial pressing at 600 MPa. This resulted in green densities
of about 6.8 g/cm3 . The sintering experiments were carried out in a horizontal push rod dilatometer NETZSCH
402E. The measuring direction (length of the specimen) was chosen perpendicular to the pressing direction of the
compacts.
The gases used as the sintering atmospheres were:
• nitrogen, purity 5.0
• 95 vol.% nitrogen + 5 vol.% hydrogen mixture prepared from 5.0 purity gases, and
• argon, purity 4.5.
•
The dew point measured at the inlet to the dilatometer was at least –55°C. The flow rate was 50 ml/min at the
internal tube diameter of 38 mm.
Samples were heated at 10 °C/min to the isothermal sintering temperature of either 1120°C or 1250°C. Isothermal
sintering was then carried out for 60 minutes. It should be noted that the dilatometer used could not maintain the
constant cooling rate during the whole cooling period. Thus, the cooling rate within the linear range (from isothermal
temperature down to about 380°C) was 20°C/min (0.33°C/s). Below 380°C the cooling rate was decreasing continuously
as it is seen on T-curves (e.g. in Figure 1). The temperature control was accurate to ±± 1°C. The changes in
slope of the dilatometric traces were examined in detail.
Sintered compacts were used to prepare metallographic specimens. 2% nital was used for etching. The microstructures
of sintered compacts were observed by light microscopy.
3. REsULTs AND DIsCUssION
Figures 1-4 show the complete dilatometric plots obtained during the current investigations. In the case of unmodified
Astaloy CrL and Astaloy CrM powders, used as standard materials, initially the thermal expansion is observed,
then the shrinkage due to α γ transformation begun at ~888°C and ~878°C, respectively, and finished at
~918°C for both powders, being ~ 0.20% with minor effect of the atmosphere. The isothermal dimensional changes
of pure Astaloy CrL and Astaloy CrM compacts are strongly influenced by the temperature. During sintering at
1120°C, the changes are negligible, irrespective of the sintering atmosphere, while at 1250°C the effect of the
sintering atmosphere is significant: the ~0.45% shrinkage is observed for both powders but only in hydrogen containing
atmosphere (95% N 2 /5 %H 2 ). This behaviour can be explained by the extending oxides reduction at higher
temperature [22]. Cooling period is characterised by the γ α transformation starting earlier (i.e. at higher temperature)
in argon than in other atmospheres. Astaloy CrL specimens cooled from 1120°C began to expand due to
the transformation at ~870°C in argon and at ~850°C in nitrogen and nitrogen/hydrogen mixture. In case of Astaloy
CrM the respective temperatures are: ~880°C and ~830°C. Compacts cooled after sintering at 1250°C start to
transform at ~880°C in argon (irrespective of the powder grade) while at ~840°C for Astaloy CrL and only at ~820°C
for Astaloy CrM in other atmospheres.
415

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
416
Figure 1. Dilatometric
curves for sintering cycles
at 1120ºC under different
furnace atmospheres. The
details are given in individual
figures.
Figure 2. Dilatometric
curves for sintering
cycles at 1250ºC under
different furnace
atmospheres. The
details are given in
individual figures.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Specimens containing manganese and graphite heated from room temperature initially expand thermally, till ~
680°C in argon atmosphere and till the beginning of α γ transformation in other atmospheres, which are: ~
780°C for Astaloy CrL-base composition and ~ 815°C for Astaloy CrM-base one. Similarly to the not modified powders,
the dimensional behaviour of Mn and C alloyed mixtures in argon differs from those in nitrogen and nitrogen/
hydrogen mixture. The expansion rate starts to decrease slightly only in argon at by ~ 130°C (Astaloy CrL base
powder) or even by ~ 160°C (Astaloy CrM) lower temperature than that of the initiation of the α γ transformation,
which is better visible in Figure 5. Generally, Mn and C lower the temperature at which this transformation starts.
This is important since it has been demonstrated by Mitchell et al [1, 4] that alpha phase sintering in Astaloy CrMbase
alloys is to be avoided. Except argon, there were only minor effects due to the composition of the sintering
atmosphere on the α γ transformation. It is, however, worthy of note that the thermal conductivity of the sintering
atmosphere was anticipated to be of more importance during cooling, especially when sinter hardening effects
were expected.
After completion of the α γ transformation the specimens expand until the sintering plateau, due to thermal
expansion and possibly also alloying and other sintering processes. The slopes of the dilatometric curves in this
increasing temperature region depend on composition of the mixtures, being steeper for those based on Astaloy CrL
powder, implying that homogenisation processes continue to take place. All the specimens sintered at 1120°C expanded
continuously during heating at almost constant rate, independently of the atmosphere (Figure 1), whereas
those heated to 1250°C reached their maximal length admittedly at that temperature, but starting at about 1200°C at
significantly lower expansion rate, which indicates that sintering shrinkage begins to dominate thermal expansion,
starting just at 1200°C.
There was observed only a minor effect of the sintering atmosphere on isothermal shrinkage. At 1120°C both
mixtures shrank by ~0.6%, while at 1250°C by ~1.3% in case of Astaloy CrL based composition and by ~1.4% for
Astaloy CrM based one. The influence of sintering atmosphere on dimensional changes is more clearly illustrated
in Figures 3 and 4. Interestingly, the argon produces the highest final shrinkage.
Figure 3. The influence of the sintering atmosphere on dimensional changes for specimens sintered at 1120ºC.
Figure 4. The influence of the sintering atmosphere on dimensional changes for specimens sintered at 1250ºC.
417

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 5. Detailed dilatometric heating segments.
The addition of carbon and ferromanganese to the Astaloy CrL and Astaloy CrM powders, which enhances sinter
hardening effects, can be related to the cooling segments of the dilatometric curves (Figures 6 and 7). In the contrary
to the unmodified base powders the γ α transformation is not detected now. Because of the advanced
homogenisation the sintered alloys show increased hardenability. Thus the approximate bainite start temperatures
appear to be ~470°C for Astaloy CrL + 0.3% C + 3% Mn and ~460°C for Astaloy CrM + 0.3% C +3% Mn, respectively
for compacts sintered at 1120°C. The sintering temperature of 1250°C increases the bainite start temperature
(B s ) by about 40°C. Independently of the composition and isothermal sintering temperature, B s temperature is by
about 20°C higher in argon than in other atmospheres.
Figure 6. Detailed dilatometric cooling segments for compacts sintered at 1120°C.
Figure 7. Detailed dilatometric cooling segments for compacts sintered at 1250°C.
418

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The higher heat conductivity of the 95% N 2 / 5% H 2 atmosphere during cooling made only a negligible difference in
heat transfer when the non-linear region of cooling rate was reached, probably due to the small thermal mass of the
dilatometric sample. Thus sinter hardening was not significantly influenced by the high heat conductive hydrogen.
It is well known in PM steel that carbon not only changes the transformations behaviour but also acts as a reducing
agent. The last role is connected with some lost of this element during sintering. Therefore, the LECO analysis
has been performed on the sintered compacts to control the final carbon content. The results showed the large
decrease of carbon concentration: from ~25% up to ~75% as compared with that in green compacts. At higher
sintering temperatures the higher carbon reduction was recorded. Thermodynamics indicates favourable conditions
for carbothermic reduction of Cr and Mn oxides at conventional sintering temperatures. For reduction of Cr 2 O 3 and
MnO by solid carbon thermodynamic calculations for atmosphere predominantly of nitrogen were carried out by
Cias and Mitchell [24, 25]. Comparison of calculated ratio of partial pressures p(CO)/p(CO 2 ) and maximum allowed
partial pressure of O 2 and H 2 O in the 90% N 2 / 10% H 2 atmosphere with the experimentally obtained one, by continuous
atmosphere monitoring during the sintering of Astaloy CrM + 0.5% C, clearly shows favourable conditions
for carbothermic reduction of the chromium oxides during isothermal sintering at 1120°C or higher [26]. The effect
of the sintering atmosphere is not unambiguous. The relatively low carbon concentration in sintered steels seems
to be responsible for their rather limited sinter hardenability.
The examples of sintered microstructures are shown in Figures 8 and 9.
Figure 8. Microstructure of Astaloy CrL + 0.3 wt% C + 3 wt% Mn sintered at 1250°C: left – in N 2 /H 2 =95/5, right – in
argon.
Figure 9. Microstructure of Astaloy CrM + 0.3 wt% C + 3 wt% Mn sintered at 1250°C: left – in N 2 /H 2 =95/5, right –
in argon.
Generally for both base powders, sintering in nitrogen and in 95% N 2 / 5 % H 2 gas mixture produces homogeneous
bainitic microstructure with rounded pores, whereas the microstructure of compacts sintered in argon is characterised
by bainitic matrix containing one phase bright grains. The identification of the phase and the role of argon in its
appearance require further investigations.
419

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
4. CONCLUsION REMARKs
The relatively small shrinkages observed at the sintering temperatures probably resulted from solid state sintering
of the compacts with a relatively low green density of approx. 6.8 g/cm 3 . In accordance with the theoretical phase
diagrams, for the Fe-3%Cr-0.5%Mo-C and Fe-1%Cr-3%Mn-0.5%Mo-C systems [27], to obtain a liquid phase for the
alloys investigated temperatures of the order of 1400°C are required. Therefore to increase densification at chosen
isothermal temperatures this sintering period should be elongated. Based on isothermal shrinkage rate shown in
Figures 1 and 2 it can be stated that there is still a potential for further shrinkage at these temperatures.
Why argon modifies the sintering behaviour and microstructure of materials investigated is not completely clear.
Probably it can be explained, at least partly, by the low heat conductivity of this gas. The further investigations in
this field, including mechanical properties of in argon sintered compacts, are under way.
ACKNOWLEDGEMENTs
The financial support of the Ministry of Science and Higher Education under the contract no N N507 477237 (AGH
no 18.18.110.961) is gratefully acknowledged.
REFERENCEs
1. Mitchell, S.C, Wronski, A.S., Cias, A., Stoytchev, M., “Microstructure and Mechanical Properties of Mn-Cr-Mo-C
Steels Sintered at >1140C”, Advances in Powder Metallurgy and Particulate Materials, Vol .2, MPIF, pp.7-
129 to 7-144, 1999.
2. Wronski, A.S., Becker, B.S., Wright, C. S., Mitchell, S.C., “Alloy Design for Improved Mechanical Properties and
Robust Processing”, Proc. DFPM’99, ed. L. Parilak and H. Danninger, Vol. 1, pp.1/155 to 1/166, 1999.
3. Mitchell, S.C., “The Development of Powder Metallurgy Manganese Containing Low-Alloy Steels”, Ph.D. thesis,
University of Bradford, 2000.
4. Wronski, A.S., Cias, A., Barczy, P., Stoytchev, M., et al, “Tough Fatigue and Wear Resistant Sintered Gear
Wheels”, Final Report on EU Copernicus Contract No. ERB CIPA CT-94-0108, European Commission, 1998.
5. Lindsley, B., James, B. “PM Steels That Contain Manganese”, Advances in Powder Metallurgy & Particulate
Materials, MPIF, Hollywood, Vol. 10, pp. 36-49, 2010.
6. Hryha, E., Dudrova, E., Nyborg, L., “Critical Aspects of Alloying of Sintered Steels with Manganese”, Metallurgical
and Materials Transactions A-Physical Metallurgy and Materials science, 41A (11), pp. 2880-2897.
7. Navara, E., “Sintering of Iron Powder with an Addition of Ferromanganese”, sintering’85, compiled by G.C.
Kuczynski et al., Plenum Press, pp. 343-356, 1985.
8. Klein, A.N., Oberacker, R., Thümmler, F., “High Strength Si-Mn- Alloyed Sintered Steels. Microstructure and
Mechanical Properties”, Powder Metallurgy International, Vol. 17, No. 1, pp. 13-16, 1985.
9. Klein, A.N., Oberacker, R., Thümmler, F., “High Strength Si-Mn- Alloyed Sintered Steels. Sinterability and Homogenization”,
Powder Metallurgy International, Vol. 17, No. 2, pp. 71-74, 1985.
10. Salak, A., “Effect of Extreme Sintering Condition upon Properties of Sintered Manganese Steels”, Powder
Metallurgy International, Vol. 16, No. 6, pp. 260-263, 1984.
11. Salak, A., “Manganese Sublimation and Carbon Ferromanganese Liquid Phase Formation During Sintering
of Premixed Manganese Steels”, International Journal of Powder Metallurgy, Vol. 16, No. 4, pp. 369-379,
1980.
12. Danninger, H., Pöttschacher, R., Jangg, G., Seyrkammer, J., Salak, A., “Manganese Alloyed Sintered Steels
Prepared from Elemental Powders“, Proc. PM’94 World Congress, EPMA, Paris, Vol. 1, pp. 879-882, 1994.
13. Danninger, H., Gierl, C., “New Alloying Systems for Ferrous Powder Metallurgy Precision Parts”, science of
sintering, 40, pp. 33-46, 2008.
14. Selecka, M., Salak, A., Pieczonka, T., Stoytchev, M., “Solid Phase Sintering and Alloying of Powder Fe-Mn
Steels Observed by Dilatometry“, Proc. Int. Powder Metallurgy Congress and Exhibition EURO PM2007,
Vol. 1, pp. 47-50, 2007.
15. Selecka, M., Salak, A., Pieczonka, T., “Solid Phase - Gas Phase Sintering and Alloying of Powder Fe-Mn Steels
Analysed by Dilatometry”, steel Grips, Vol. 6, No. 5, pp. 355-358, 2008.
16. Hryha, E., Nyborg, L., Dudrova, E., Bengtsson, S., “Microstructure Development During Sintering of Manganese
Alloyed PM Steels”, Proc. EURO PM2009 (CD), Copenhagen, Denmark, 2009.
17. Lindberg, C., “Mechanical Properties of Water Atomised Fe-Cr-Mo Powder and How to Sinter It”, Advances in
Powder Metallurgy and Particulate Materials, Vol. 2, MPIF, pp. 7-229 to 7-244, 1999.
18. Engstrom, U., Klekovkin, A., Berg, S., Edwards, B., Frayman, L., Hinzmann, G., Whitehouse, D., “Efficient Low-
Alloy Steels for High Performance Structural Applications”, Advances in Powder Metallurgy & Particulate
Materials, MPIF Las Vegas, USA, Vol. 7, pp. 68-79, 2003.
19. Molinari, A., Straffelini, G., Campestrini, P., “Influence of Microstructure on Impact and Wear Behaviour of Sintered
Cr and Mo Steel”, Powder Metallurgy, Vol. 42, No. 3, pp. 235-241, 1999.
420

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
20. Engström, U., “Evaluation of Sinter Hardening of Different PM Materials”, Advances in Powder Metallurgy &
Particulate Materials, Vol. 5, MPIF, pp. 5-147 to 5-157, 2000.
21. Lindberg, C., Johansson, B., Maroli, B., “Mechanical Properties of Warm Compacted Astaloy CrM”, Advances
in Powder Metallurgy & Particulate Materials, Vol. 6, MPIF, pp. 6-81 to 6-92, 2000.
22. Castro, F., Ortiz, P., “Study of Gas Solid Interactions During Sintering of Cr-Containing PM Steels, Proc. of
EURO PM2003, Valencia, Spain, Vol. 1, pp. 243-249, 2003.
23. Bergman, O., Nyborg, L., “Evaluation of Sintered Properties of PM Steels Based on Cr and Cr-Mn Prealloyed
Steel Powders”, Powder Metallurgy Progress, Vol.10, No. 1, pp. 1-19, 2010.
24. Cias A., Development and properties of Fe-Mn-(Mo)-(Cr)-C sintered steels, Ed. AGH UST, Kraków, 2004.
25. Mitchell S. C., Cias A., “Carbothermic reduction of oxides during nitrogen sintering of manganese and chromium
steels”, Powder Metallurgy Progress, Vol. 4, No 3, pp. 132-142, 2004.
26. Hryha E., ajkova E., Dudrová E., “Study of reduction/oxidation processes in Cr-Mo prealloyed steels during
sintering by continuous atmosphere monitoring”, Powder Metallurgy Progress, Vol. 7, No 4, pp. 181-197,
2007.
27. Pieczonka, T., Mitchell, S.C., Stoytchev, M., Kowalczyk, M. “Liquid Phase Sintering of Fe-3Cr-1Mn-0.5Mo High
Carbon Steels”, Proc. of the 2002 Int. Conf. on Powder Metallurgy & Particulate Materials, Orlando, USA,
Vol. 11, pp. 14–28, 2002.
421

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
CARBON, OXYGEN AND NITROGEN vARIATIONs DURING sINTERING OF
Mo PREALLOYED AND Ni-Cu-Mo DIFFUsION BONDED sTEELs
Mohammad MOMENI*, Herbert DANNINGER** and Christian GIERL***
Institute of Chemical Technologies and Analytics, Vienna University of Technology, Getreidemarkt 9/164,
A-1060 Wien/Vienna, Austria
*mmomeni@mail.tuwien.ac.at, **hdanning@mail.tuwien.ac.at, ***cgierl@mail.tuwien.ac.at
ABsTRACT
In this research, Mo prealloyed and Ni-Cu-Mo diffusion bonded steels were produced, sintering was conducted
from 700 to 1300°C temperature in nitrogen atmosphere, and interstitial elements; i.e. carbon, oxygen and nitrogen
contents were determined by carrier gas hot extraction method (Leco). In both steels, the major part of the oxides
are reduced up to 1000°C, with resulting loss of carbon, but above this temperature only about 0.01% oxygen is
removed. Nitrogen pickup was measured in both materials by less than 0.03% up 1000°C; this confirms once more
that nitrogen can be used as neutral atmosphere except for soft magnetic materials.
Keywords: Sintered steel, Interstitial contents, Mo prealloyed, Cu-Ni-Mo diffusion bonded, Powder metallurgy.
1. INTRODUCTION
Sintering not only means formation and growth of interparticle contacts and lowering or in some cases, eliminating
the porosity, but it also brings about changes of the specimen
chemistry [1]. Therefore, investigation of the reduction of surface oxides, carbon dissolution, formation of sintered
contacts and phase transformation during the thermal cycle is a necessity to understand the sintering procedure in
an appropriate manner.
Standard alloying elements for PM-steels such as Cu, Ni and Mo, having significantly less affinity to oxygen than Cr,
require O2 partial pressures better than 10 -13 bar and thus can be easily sintered in standard atmospheres [2]. Thus
industrial sintering is feasible in N2/H2 atmospheres containing tolerably low fractions of oxygen and/or oxidizing
species including H2O and CO2.
During sintering in an inert atmosphere such as dry nitrogen, carbon acts as an agent for reduction of oxidic surfaces
of metal powders. Thus, the transport via gas phase is a parallel process to the direct solid state diffusion of
carbon in the iron matrix [3], but Dautzenberg et al [4] stated that the solution of carbon into premixed sintered steel
during sintering is not depending – as usually assumed - on a conversion of the graphite into CO but appears to be
a direct solid state diffusion.
Sintering atmospheres based on nitrogen/hydrogen combinations are widely used for processing high performance
and close dimensional tolerance steel components. In practice, a relatively low dew point is required which is of
no concern as the commercially available industrial gases of today are of good quality. The low dew point of the
nitrogen (≈ -70°C) helps prevent decarburization and increase reducing potential [5,6]. Generally, nitrogen by itself
does an effective job of keeping oxygen out of the furnace [7], and sintering in nitrogen results in faster dissolution
of carbon relative to hydrogen [3,8].
Carbon can act as reducing agent both as element and in CO, the latter one is known as indirect carbothermic reaction
and the former as direct oxide reduction [9]. For plain carbon steels, investigations showed that there are three
temperature ranges within which gas formation, associated with weight loss, preferentially takes place. The first
interval, ranging between 50 and about 500°C, is mostly associated with desorption of water or decomposition of
hydroxides, mass 18-H2O being preferentially detected in two maxima at 150 and 450°C, respectively. In the same
422

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
temperature range also mass 44-CO2 can be detected, with a pronounced maximum at 350-400°C, which shows
carbothermic reduction reactions. The second temperature interval is rather narrow, between 680 and 750°C, but
here a very pronounced mass loss occurs, indicates CO formation. The second peak occurs at slightly higher temperatures
in Fe-Mo-C than for Fe-C at about 750°C, i.e., apparently following the shifting of the ferrite to austenite
transformation [10,11].
A third, rather less pronounced peak which, however, in total results in larger mass loss than the other peaks is
found in the temperature range 950-1100°C and also consists mostly of CO [12]. The only reasonable explanation
was that the oxygen originated from different sources, i.e., the reduction at about 700°C involves the surface oxygen
and the process at higher temperatures the oxygen present within the powder particles.
In this work, two different alloyed steels, i.e. Mo prealloyed and Ni-Cu-Mo diffusion bonded steels, were produced.
They were compacted at 600 MPa and sintering was done between 700 and 1300°C in N 2 atmosphere. With
relatively wide range of sintering temperature, the sintering procedure can be studied from initial stages up to high
temperature levels. Oxygen, carbon and nitrogen contents were measured by carrier gas hot extraction method
(Leco). Oxygen content is helpful in order to evaluate reduction of oxides and estimate progress in sintering procedure.
Carbon is consumed during carbothermic reduction; therefore the carbon loss should be compensated, and
the nitrogen pick up can also be evaluated by nitrogen measurement.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
Mo prealloyed powder Fe-1.5% Mo (Höganäs Astaloy Mo) and 4%Ni-1.5%Cu-0.5%Mo diffusion bonded grade (Höganäs
Distaloy AE) were used for this experiment. Natural graphite UF4 was used as an additive and 0.5% HWC
as a lubricant, and two chemical compositions were produced, i.e. Astaloy Mo- 0.5% C and Distaloy AE- 0.5% C.
Powders were mixed in a tumbling mixer for 60 min.
Charpy test bars (ISO 5754) were prepared by compacting at 600 MPa. The specimens were first dewaxed at
600ºC for 30 min in flowing high purity N 2 in a small tube furnace. After that they were sintered in N 2 at widely varying
temperatures, between 700 and 1300°C with 100°C interval, in a large pusher furnace with gas tight superalloy
retort, isothermal sintering time was 60 minutes. The cooling rate was approx. 0.5ºC/s average.
Sintered densities were measured using the Archimedes method (DIN ISO 3369). Dimensions were measured with
precision of 0.01 mm for each sample, and the dimensional change during sintering was calculated. Then the oxygen
and nitrogen contents of the specimens were measured using carrier gas hot extraction (Leco TC400). Carbon
content was measured after sintering using combustion analysis (Leco CS230). The measured carbon, oxygen and
nitrogen content of base powders is presented in Table 1. Mass change was calculated from difference of mass
between green and sintered parts.
Mass spectrometry investigations have been conducted in a Netzsch STA 402C pushrod
dilatometer with alumina measuring system. Before each test run, the system was evacuated and flooded with
high purity helium for 3 times. Then the runs were performed by heating at 10 K.min −1 up to 1300 °C, soaking for
1 h, and then cooling at 10 K.min −1 . N 2 (99.999%) with flow rates of 10 ml.min −1 was used as protective gas (only
running through the balance system) and with 50 ml. min −1 as working atmosphere (in contact with the specimen).
For identifying the degassing processes occurring during sintering, recorded intensities of m44 (CO 2 ), m12 (C) and
m16 (O) were evaluated.
3. REsULTs AND DIsCUssION
3.1. Density and dimensional change
Sintered densities and dimensional changes of both steels as function of sintering temperature are presented in
Figure 1. The results show only marginal changes of sintered density for both diffusion bonded and prealloyed
steels below 900 and 1000°C respectively; increasing by only about 0.02 g.cm -3 for the former and without any
significant increment for the latter. In diffusion bonded powder compacts, contacts between particles are originated
not only from compacting pressure but also from powder particles itself, therefore with slight oxide reduction and the
subsequently carbon dissolution at initial stages of sintering, sintered density slightly improved. The reason is due
to the characteristics of diffusion powder particles; on surfaces with highest content of metallic alloying elements
the sintering contacts can be formed and improved already by slight carbon dissolution, while for plain carbon steel
compacts higher carbon dissolution is necessary to enhance the A c or load bearing cross section.
423

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Dimensional changes of course show an opposite trend to sintered density. The observed expansion between 700
and 900°C for prealloyed steel shows that sintering contacts is not formed properly at these temperature intervals,
the reason is due to the carbon dissolution and formation of austenite.
As already reported, sintering is in progress in both ferritic and austenitic areas and the sintering bridges are improved
up to 900°C but the significant sintering contacts are formed in Mo containing prealloyed material at higher
temperature levels [13].
3.2. Interstitial elements
Table 1. Measured carbon, oxygen and nitrogen content of different base powders.
Material
Carbon
(wt%)
Oxygen
(wt%)
Nitrogen
(wt%)
Astaloy Mo 0,0082 0,0842 0,00056
Distaloy AE 0,0089 0,1220 0,00081
Figure 1. Dimensional properties as a function of sintering temperature, compacted at
600 MPa, sintered 60 min in N 2 , A: sintered density, B: dimensional change.
Table 2 shows the measured carbon, oxygen and nitrogen contents for both steels sintered from 700 to 1300°C
with an interval 100°C, and the graphs of interstitial elements as function of sintering temperature are represented
in Figure 2 and Figure 3.
In order to eliminate the effect of different atomic weight, carbon and oxygen contents are presented in atomic
percentage in Table 3 with their accumulated reductions at different temperature intervals (for calculating the atomic
percent out of weight percent, only main alloying elements i.e. Fe, Mo, Ni, Cu, C, O and N were considered).
As stated in Table 1, the oxygen content in the diffusion bonded material is about 50% higher than in the prealloyed
grade. Oxygen content in AstaloyMo and DistaloyAE was reduced from 0.08 to 0.006 wt% (0.28 to 0.02 at%)
and from 0.09 to 0.007 wt% (0.33 to 0.03 at%) respectively when the sintering temperature increased from 700 to
1300°C.
Figure 2 shows that in both steels the major part of oxygen content was reduced up to 1000°C, and above 1000°C
only about 0.01% oxygen is removed. While below 1100°C the diffusion bonded grade shows more oxygen content
than AstaloyMo, above 1000°C the oxygen contents in both steels are relatively similar.
It is obvious that in a neutral atmosphere such as nitrogen, and in presence of admixed graphite in powder compacts,
oxygen is reduced through carbothermic reaction which means by carbon consumption. Carbon decreased
from 0.64 to 0.55 wt% (2.9 to 2.5 at%) for Mo containing material while it decreased from 0.54 to 0.47 wt% (2.5 to
2.2 at%) for diffusion bonded grade. For Mo containing material terminating carbon consumption up to 1300°C is
visible while for DistaloyAE oxide reduction yields relatively similar carbon level in the range of 1100 to 1300°C.
Higher level of oxygen content in DistaloyAE compared with AstaloyMo below 1100°C should be reduced with
higher level of carbon consumption at lower sintering temperatures. The relative ratio of carbon consumption to
424

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
oxygen reduction (as stated in Table 3) at 800°C is about 1.5 and 2 for Mo containing and diffusion bonded material.
The reason can be in part due to the slightly finer particles of the latter and also its bonded structure that yields
smaller diffusion path to reduce oxides especially at initial stages of sintering.
Material
AstaloyMo-0.6%C (Mo)
DistaloyAE-0.5%C (AE)
Table 2. Carbon, oxygen and nitrogen contents with their standard deviations for
both steels sintered in a wide temperature range.
Compaction
pressure
(MPa)
600
Sintering
temperature
(°C)
Carbon
content
(Wt%)
C
standard
deviation
425
Oxygen
content
(Wt%)
O
standard
deviation
Nitrogen
content
(Wt%)
N
standard
deviation
700 0,6382 0,0042 0,0815 0,0016 0,0059 0,0002
800 0,6212 0,0071 0,0670 0,0017 0,0104 0,0004
900 0,5971 0,0015 0,0422 0,0013 0,0231 0,0002
1000 0,5828 0,0050 0,0178 0,0004 0,0262 0,0002
1100 0,5731 0,0018 0,0088 0,0002 0,0239 0,0002
1200 0,5671 0,0113 0,0087 0,0003 0,0226 0,0002
1300 0,5504 0,0061 0,0058 0,0001 0,0217 0,0001
700 0,5433 0,0042 0,0948 0,0035 0,0098 0,0007
800 0,5125 0,0035 0,0756 0,0006 0,0077 0,0002
900 0,4995 0,0081 0,0513 0,0011 0,0119 0,0009
1000 0,4816 0,0043 0,0213 0,0004 0,0197 0,0001
1100 0,4739 0,0071 0,0118 0,0010 0,0189 0,0001
1200 0,4766 0,0021 0,0088 0,0012 0,0178 0,0001
1300 0,4726 0,0070 0,0073 0,0003 0,0175 0,0001
Figure 2. Interstitial elements as a function of the sintering temperature, compacted at 600 MPa, sintered in N 2
atmosphere, A: Carbon and B: Oxygen.
Figure 3 shows the nitrogen uptake from the atmosphere during sintering. Sintering in N2 base atmosphere enhances
the probability to pick up the nitrogen in the sintered part.
High purity N2 by itself is usually thought to be an inert gas in sintering of ferrous compacts, but the chemical analysis
shows that there is a small amount of nitrogen pickup, less than 0.03% up to 1000°C, and at higher sintering
temperatures nitrogen contents tend to level off. Therefore the amount of N introduced is rather low and, except for
soft magnetic materials, pure nitrogen can be used as neutral atmosphere.
It is also reported that even the higher N content in Cr-Mo prealloyed steel, present as nitrides, is not dangerous for
the mechanical properties of the material because the nitrides are distributed in the matrix and not concentrated at
the grain boundaries [14].

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Table 3. Carbon and oxygen contents, their reductions (at %) and ratio carbon consumption to oxygen reduction
at different temperature intervals for both steels.
Material
AstaloyMo-0.6%C (Mo)
DistaloyAE-0.5%C (AE)
Compaction
pressure
(MPa)
600
Sintering
temperature
(°C)
Carbon
content
(at %)
Oxygen
content
(at %)
426
Reduction
of carbon
(at %)*
Reduction
of oxygen
(at %)*
C cons /O red
ratio*
700 2,91 0,28 NA NA NA
800 2,84 0,23 0,07 0,05 1,46
900 2,73 0,14 0,18 0,14 1,34
1000 2,67 0,06 0,24 0,22 1,11
1100 2,62 0,03 0,29 0,25 1,15
1200 2,60 0,03 0,31 0,25 1,25
1300 2,52 0,02 0,39 0,26 1,49
700 2,49 0,33 NA NA NA
800 2,35 0,26 0,14 0,07 2,03
900 2,29 0,18 0,20 0,15 1,30
1000 2,21 0,07 0,28 0,26 1,08
1100 2,18 0,04 0,31 0,29 1,08
1200 2,19 0,03 0,30 0,30 1,00
1300 2,17 0,03 0,32 0,30 1,04
*Oxygen reduction and carbon consumption were calculated with respect to the sintered part at 700°C.
Figure 3. Nitrogen content as a function of the sintering temperature, compacted at 600 MPa, sintered in N 2 atmosphere.
3.3. Mass spectrometry
Comparative intensities for mass 44 (CO 2 ), m12 (C) and m16 (O) recorded by mass spectrometry in the dilatometer
are shown in Figure 4 and Figure 5. Figure 4 shows carbothermic reduction by CO forming CO 2 which is more
intense at lower temperature according to Boudouard equation. Mass 12 can be used to derive an indirect indication
of the formed CO [11,15] as recording m28 during sintering in nitrogen atmosphere is not effective because
of interference of the m28 signals for the two chemical compounds with the same mass, i.e., CO and N 2 , and m16
shows the spectra for atomic oxygen.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 4. Comparative gas intensities for mass 44 (CO 2 ), compacted at 600 MPa, sintering at 1300°C in N 2
atmosphere, heating-cooling rate: ±10K/min.
DistaloyAE shows the tallest and widest peak for all three mass intensities during reduction of surface and internal
oxides, therefore more surface and internal oxides are removed by formation of CO 2 and CO. Observing almost the
same level of intensity for mass 16 or atomic oxygen above 1150°C certifies that for both steels the same amount
of oxygen should be reduced above that temperature. While the oxygen contents were measured ex situ from the
specimens sintered at different temperatures for 60 min isothermally in a laboratory furnace, the mass intensity was
in situ recorded by mass spectrometry during the sintering procedure, but it seems that the results of these two different
analytic methods can be reliably correlated.
Figure 5. Comparative gas intensities for mass 12 (C) and mass 16 (O), compacted at 600 MPa, sintering at
1300°C in N 2 atmosphere, heating-cooling rate: ±10K/min.
Figure 6 shows the carbon consumption as a function of oxygen reduction. This graph is helpful to predict one of
them if the other has been measured. The relations between C consumption and O reduction show that the majority
of oxygen removal in all alloys takes place by formation of CO and not CO2, i.e. by direct reduction.
427

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 6. Carbon consumption as a function of oxygen reduction for both sintered steels; compacted at 600 MPa,
sintering at 700-1300°C in N 2 atmosphere.
4. CONCLUsION
The chemical analysis shows that for both steels the major part of oxides is reduced up to 1000°C; yielding an
oxygen content of about 0.02 wt%, and with using higher sintering temperatures oxygen is reduced to less than
0.01 wt% for both steels and then tends to level off. The content of carbon, as reducing agent, shows its continuous
decrease in Mo prealloyed steel from 700 to 1300°C but for diffusion bonded material there is not any significant
reduction above 1100°C. The higher ratio of carbon consumption to oxygen reduction at 800°C for diffusion bonded
steel in comparison with Mo prealloyed grade indicates more carbon loss in the former material at initial stages of
sintering. Nitrogen pickup was measured in both materials to be less than 0.03% up to 1000°C; this confirms once
more that nitrogen can be used as neutral atmosphere except for soft magnetic materials.
5. REFERENCEs
1- Xu, C., Blanco, L., Campos, M., Torralba, J.M., “Effect of High Density Levels on Degassing of High Strength PM Steel
Compacts”, Euro PM2004, Vol.2, Sintering, Vienna, Austria, p.19-24, 2004.
2- Hatami, S., Hryha, E., Nyborg, L., Nilsson, D., “Modelling of Sintering Atmosphere and Microstructure Development of
Chromium Alloyed Steel”, Powder Metallurgy Progress, Vol.8, No.2, pp.115-120, 2008.
3- Simchi, A., Danninger, H., Gierl, C., “Electrical Conductivity and Microstructure of Sintered Ferrous Materials: Iron-
Graphite Compacts”, Powder Metallurgy, vol.44, No.2, pp.148-156, 2001.
4- Dautzenberg, N., Hewing, J., “Beitrag zur Kinetik der Graphitaufloesung beim Sintern von Kohlenstoffstaehlen”, Proceedings
Powder Metallurgy Symposium Grenoble 7 pages, 1974.
5- Wilyman, P.R., “Sintering With Nitrogen Based Atmospheres”, Powder Metallurgy, Vol.28, No.2, pp. 85- 89, 1985.
6- Lindqvist, B., Kanno, K., “Considerations When Sintering Oxidation-Sensitive PM Steels”, Powder Metallurgy and Particulate
Materials, MPIF, Part 13, 16-21 June, Orlando, USA, pp.278-290, 2002.
7- Philips, T., Dwyer, J.J., Zurecki, Z., “Controlling Properties of Sintered Steel Powder Metal Components Using Atmosphere
Composition As a Variable”, Air Products and Chemicals, Inc., 8 p., 2006.
8- Danninger, H., Wolfsgruber, E., Ratzi, R., “Sintering of Different PM Ferrous Materials at Moderate Temperatures”, 1998
PM World Congress, Sintering, Spain, File PDF No. 589, pp.290-295, 1998.
9- Ortiz, P., Castro, F., “Thermodynamic and Experimental Study of Role of Sintering Atmospheres and Graphite Additions
on Oxide Reduction in Astaloy CrM Powder Compacts”, Powder Metallurgy, Vol.47, No.3, pp.291-298, 2004.
10- Danninger, H., Gierl, C., “New Alloying Systems for Ferrous Powder Metallurgy Precision Parts”, Science of Sintering,
Vol.40, pp.33-46, 2008.
11- Danninger, H., Gierl, C., Kremel, S., Leitner, G., Roessler, K.J., Yu, Y., “Degassing and Deoxidation Processes During
Sintering of Unalloyed and Alloyed PM Steels”, Powder Metallurgy Progress, vol.2, No.3, pp.125- 140, 2002.
12- Danninger, H., Gierl, C., “Processes In PM Steel Compacts During The Initial Stages of Sintering”, Materials Chemistry
and Physics, Vol.67, pp.49–55, 2001.
13- Momeni, M., Gierl, Ch., Danninger, H., “Ratio Tensile Strength-Vickers Hardness in Sintered Steels as a Function of
The Sintering Temperatures”, Powder Metallurgy Progress, Vol.8, No.3, pp.183-189, 2008.
14- Dlapka, M., Gierl, C., Danninger, H., Bengtsson, S., Dudrova, E., “Nitrogen Pickup During Sintering and Subsequent
Cooling of Chromium Alloyed PM Steels”, PM2010 Powder Metallurgy World Congress & Exhibition, Florence, 10-14
Oct, Florence, Italy, Vol.2, pp.13-20.
15- Momeni, M., Gierl, C., Danninger, H., “Study of the Oxide Reduction and Interstitial Contents during Sintering of Different
Plain Carbon Steels by In Situ Mass Spectrometry in Nitrogen Atmosphere”, Materials Chemistry and Physics,
Vol.129, Issues 1-2, pp.209-216, 2011.
428

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
sINTER HARDENING – A TIME / COsT EFFICIENT PRODUCTION LINE
Peter JOHANssON*, Eda YILMAZTÜRK YÜKSEKDAĞ**
*Höganas AB, SE-263 83, Höganas, Sweden, peter.johansson@hoganas.com
**Höganas AB, Turkey Agency Office, Eksper Endustriyel Hammadde ve Dis Ticaret Ltd Sti, Sipahioglu Caddesi,
Salkim Apartmani, No:11 D:13, 34149, yesilyurt, Istanbul, Turkey, eda@eksperdisticaret.com
ABsTRACT
In order to cut costs and increase production capacity; sinter hardening could be the process route to choose. By
implementation of the sinter hardening process in the production line, it will be possible to have hardened components
directly after the sintering operation.
Instead of an additional heat treatment operation in-house or by subcontractor, the components can move on
directly to secondary operations or in some cases directly for packaging and shipment to end user. As with traditional
heat treatment a tempering operation is mandatory for stress relief of the material in order to increase tensile
strength and elongation properties.
To have successful results, it is necessary to do proper set up of the furnace and also perform enough trials to
understand and optimize the end result.
On the market, there are several powder alloys suitable for sinter hardening operations. Many of the alloys could
be sintered in all traditional atmospheres such as endogas, cracked ammonia and nitrogen based atmospheres but
some of the high perfomance materials for sinter hardening require nitrogen based atmospheres.
Key Words: Sinter Hardening, Cost Reduction on Sintering, Astaloy85Mo, Distaloy DH, Astaloy CrA, Astaloy
CrM.
1. INTRODUCTION TO sINTER HARDENING
To continue to expand the PM market into new applications, there is a need for materials with increased performance
manufactured in a cost effective way. This can be achieved by different means. Sinter hardening, which
utilizes high performance materials in combination with accelerated post sintering cooling rates, is one example of
such means. As this is a one step process, it combines good manufacturing economy with the ability to achieve a
unique combination of mechanical properties.
Alloying elements such as copper, nickel, molybdenum and chromium all promote hardenability and these are
therefore utilized for sinter hardened PM applications. However, during the last years there have been dramatic
increases and fluctuations in raw material costs of especially nickel and molybdenum. Therefore there is a continuously
growing interest to utilize more cost effective and less volatile alloy systems that enable enhanced mechanical
properties after sinter hardening. In this paper cost effective low alloy steel powders and their properties achieved
after sinter hardening will be presented.
The hardenability of a material is characterized as the ability to transform austenite into martensite. In PM, the hardenability
of a material is dependent on the content of alloying elements, alloying method and processing. Carbon
content also plays an important role in hardenability.
Alloying increases the hardenability of a material and allows for more martensite transformation at a given cooling
rate, which increases the mechanical properties. Elements such as nickel, copper, and molybdenum were among
the first alloying elements to be used in PM to increase strength and hardenability.
429

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Although elements such as chromium and manganese increase hardenability more than nickel and copper, they
were not used in PM alloys due to oxygen sensitivity. Advances in sintering & powder production technology have
made it possible to successfully utilize chromium and manganese and take advantage of their attributes.
Heat treatment of PM components can be performed using a variety of methods. The traditional austenitize, quench
& tempering methods are widely used throughout the PM industry. If a component manufacturer does not want a
secondary heat treatment operation, sinterhardening can be used. Sinter hardening; combines sintering and heat
treatment in one single step in order to produce high strength and wear resistance of the material and minimizing
the number of processing steps. Both conventional quench & tempering and sinter hardening modify the microstructure
of a material system through increased cooling rates.
Sinter hardening is a process step that can be fully integrated in the normal sintering operation. The sintering furnace
is equipped with a rapid cooling device (gas quenching) between the sintering zone and cooling zone circled
in figure 1.
Figure 1. Belt furnace equipped with rapid cooling device.
The sintering atmosphere is cooled by circulation of gas through heat exchangers as shown in Figure 2.
Figure 2. Rapid cooling device.
Normal cooling rates achieved in production lines are 2 to 5°C/s depending upon furnace load, i.e. mass and geometry.
After sintering zone (or carbon restoration zone if the furnace is equipped with this section), the rapid cooling
occurs. Figure 3 displays a typical temperature profile where rapid cooling starts directly after the sintering zone.
430

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Materials for sinter hardening are tailor made in order harden at slightly higher cooling speeds than for normal sintering
operations with cooling speeds between 0.5 to 1.0°C/s.
If insufficient hardening was obtained, as in Figure 4a, with too low amount of martensite, the alloying elements
could be modified. In Figure 4b alloying elements have been increased and the pearlite and bainite nose have been
shifted to the right, leading to that hardening occur at lower cooling rates resulting in more martensite. In both cases
the cooling rate was the same. In Figure 4c the original composition of alloying elements was maintained, but the
cooling rate was increased resulting in similar hardening effects as for example in Figure 4b.
Figure 4a. Insufficient hardening. Figure 4b. Increase of alloying elements.
Figure 4c. Increase of cooling rate.
431

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
As with traditional heat treatment a tempering operation is necessary in order to reduce internal stresses in the
sinter hardened components, i.e. to temper the brittle martensite obtained during the rapid cooling.
The influence on mechanical properties with/without tempering for Distaloy DH + 0.7%C sintered in 90%N2 /
10%H2 at 1120°C for 30 minutes with a cooling rate between 3 to 4°C/s is shown in Figure 5. The hardness properties
decreases but tensile, yield and elongation properties increase. 200°C for 60 minutes proved to be the better
temperature and time for the tempering process for all the materials tested. Tempering at 300°C decreases the
elongation due to tempering embrittlement.
Figure 5. Effects of tempering.
The tempering operation could be carried out in a separate line (furnace constructed for lower temperatures without
any additional gas consumption) or be built into the furnace system as shown in Figure 6. With a system like this,
the components can go directly from the furnace to the secondary operations or perhaps even directly to packing
and shipping to the end user after quality control.
Figure 6. Built-in tempering zone, in sintering furnace.
2. COsT COMPAsRIsON BETWEEN sINTER HARDENING AND HEAT TREATMENT
The investment cost for a separate heat treatment furnace is approx. 4 times higher than the costs for the rapid
cooling device that is assembled onto the sintering furnace.
Many of the PM producers use a subcontractor for heat treatment of their components. This means that no investments
for a HT furnace are necessary. However, the service has to be bought with additional costs of transportation
+ longer lead times before the components could be sent to the end user. Multiple quality controls will be necessary
in this case; one after sintering and a second one after the components arrive from subcontractor.
According to recent calculations carried out by Höganäs AB and a furnace supplier, the cost for external heat treatment
+ tempering was approx. 70 to 80% of the total cost of a component. These figures were obtained during
calculations of setting up 2000+ ton/year production line in western parts of Europe including a new large capacity
sintering furnace with depreciation costs, operator costs, maintenance costs and energy costs etc. The actual sintering
cost was 0.2 €/kg and 0.8 €/kg for the external heat treatment and tempering.
To perform traditional heat treatment in-house, requires 4 times higher investment costs with higher processing
costs due increased gas consumption and energy costs.
With the sinter hardening process line, a continuous operation results in a through hardened PM component when
leaving the sintering furnace.
432

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 7. Comparison of HT and Sinter hardening – main highlights.
3. sINTER HARDENING MATERIALs – GRADEs FROM HöGANAs AB
From Höganäs AB there are many different grades designed for sinter hardening, three of them are displayed in
Figure 8. Traditional Höganäs materials such as Distaloy AE work excellent for sinter hardening but the amount of
alloying elements in the material is high.
*Cr materials are sensitive for oxidization which means that endogas is not suitable as sintering atmosphere. The
recommended atmosphere is nitrogen based with additions of hydrogen. Syntetic DA (75%H2 / 25%N2) atmosphere
can be used, but requires carbon control.
The Distaloy DH (Direct Hardening) grade is based on pre-alloyed Astaloy Mo with diffusion bonded Cu. A leaner
version is possible for sinter hardening applications with Astaloy 85Mo + Cu powders. Both grades are used for
sinter hardened synchronizer hubs around the world.
The Distaloy LH grade is based on pre-alloyed Astaloy LH with diffusion bonded Cu.
Distaloy DH, leaner version (Astaloy 85Mo + Cu) and Distaloy LH can be processed in endogas, nitrogen based
atmospheres and DA atmospheres.
Figure 8. Three sinter hardening grades from Höganas AB.
In Figure 9, Astaloy CrM + 0.4%C with two different cooling rates are compared.
Figure 9. Astaloy CrM with two different cooling rates are compared.
433

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
In Figure 10, Distaloy DH + 0.55%C with two different cooling rates are compared.
4. DIsCUssIONs
Figure 10. Distaloy DH + 0,55%C with two different cooling rates are compared.
With a cost effective lean alloyed material and increasing the cooling rate with 2°C/s in a sinter hardening furnace,
results in a fully martensitic structure compared to a bainitic structure with conventional sintering of the materials,
which leads to higher hardness and tensile strength of the components. It is important that a material with high
enough hardenability is used for the process and there are several cost effective lean alloyed materials available
that are suitable for sinter hardening. The structure of these materials after sinter hardening are similar and the
properties are on the same levels as conventional heat treated materials, but produced in one process step without
any subcontractors. Reducing the processing steps results in that the total production costs of a hardened component
can be lowered and the properties are on the same level if a material with high hardenability is used.
5. CONCLUsION
In order to cut production costs, it might be possible that sinter hardening could do a successful job. By implementing
rapid cooling device to the sintering furnace, it is possible to have through hardened components leaving the
furnace. Time and costs could be reduced due to less logistics and lower production costs.
“Thank to Ingo Cremer at Cremer GmbH, Sigurd Berg at Höganäs AB”
434

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
sINTERING ACTIvATION AND MAss TRANsFER IN Ni-ALLOYED
PM sTEELs WITH ADDITION OF PRE-NITRIDED POWDER
Diyan M. DIMITROv*, Penka ZLATEvA**
*Technical University of Varna, Faculty of Shipbuilding,
Department of Mechanical Engineering, 9010, Varna, Bulgaria, dimitrov.diyan@gmail.com
** Technical University of Varna, Faculty of Shipbuilding, Department of Heat Engineering, 9010, Varna, Bulgaria,
pzlateva1@abv.bg
ABsTRACT
In the present article sintering activation and mass transfer during microstructure formation, in compacts prepared
from AstaloyCrL and DistaloySA powders with Ni, graphite and pre-nitrided powder addition were discussed. Prenitrided
fine grade ASC powder with about 1%N as a sintering activator was used. Rectangular (5x5x15) compacts
were pressed to density of about 6.0-6.2g/cm 3 . Sintering was done in an industrial mesh belt furnace at 1120 o C under
flowing 90%N 2 +10%H 2 atmosphere. Dimensional changes after sintering were controlled. In compacts with prenitrided
powder the sintering shrinkage is higher, especially in AstaloyCrL compacts. The observed microstructures
of AstaloyCrL compacts were different. The addition of pre-nitrided powder gives higher percent lower bainite and
martensite phases. The microstructures of DistaloySA compacts were similar. It seems that pre-nitrided Fe-powder
is a better sintering activator for Cr prealloyed powders than Cu, Ni, Mo diffusion alloyed ones.
Keywords: Powder Metallurgy, Sintering, Microstructure, Nitriding, Mass Transfer
1. INTRODUCTION
The use of thermal instability of iron nitrides as a possible way of sintering activation in Fe-based systems is topic
of several papers in the last 20 years [1-9]. An iron nitride phase was incorporated by both using pre-nitrided iron
powders in the composition or nitriding of green compacts. Since nitriding potential of the most common N 2 +H 2
sintering atmospheres is very low iron nitrides are instable and disappear during heating, resulting in “in situ” active
surface. As a consequence such compositions exhibit enhanced sinterability (high sintering shrinkage). Sintering
shrinkage depends on the protective atmosphere and the amount of nitrogen. In hydrogen rich atmospheres iron
nitrides decompose rapidly at lower temperatures, resulting in higher sintering shrinkage [2]. In [3] it was demonstrated
that main contribution to sintering shrinkage has the shrinkage in high temperature austenite region. The
denitriding process also favors carbon dissolution into iron matrix and, again, accelerates sintering shrinkage [4].
These theoretical studies don’t take into account the isothermal holding for delubrication in industrial sintering process.
Investigations at temperature of 650 o C (delubrication zone average temperature) show that in nitrogen rich
(

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The main objective of this paper is to discuss the influence of nitrided powder addition on the alloying behavior of
one of the mostly used alloying elements - Ni. Despite its high price fluctuations and some environmental issues, Ni
is still an attractive alloying element in high performance low alloy PM steels [10-16]. Since Ni increases the ferrite
hardness, thus decreasing the compressibility of powders, usually Ni is added as diffusion bonded or admixed to
keep high compressibility. It is known that due to the slow Fe-Ni interdiffusion and the strong repulsion between Ni
and C “Ni-rich” “C-lean” α and/or γ areas form in sintering process [12,15]. These Ni rich areas are soft and prone
to fracture during mechanical loading [15]. The alloying mechanism is reported in [13]. First fast particle and grain
boundary diffusion of Ni was observed, followed by a slow volume Fe-Ni interdiffusion process with preferential
atomic flow from Fe into Ni. As a result, depending on the Fe-Ni concentration profile, the carbon quantity and
the cooling rate, α, γ or α′(martensitic) phases can form. One possibility to diminish these Ni-rich areas is using a
ultrafine (

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Data for measured apparent hardness of sintered samples is collected in Table 2. Again the same tendency is
observed. Activated samples have slightly higher hardness and in Cr prealloyed samples hardness improvment is
higher.
Table 2. Apparent hardness of sintered samples.
Code Hardness, HV10
A1_N 130-165
A2 124 -133
D1_N 101-117
D2 95-101
Observed microstructures of sintered AstaloyCrL based samples are shown on Fig.2. On pictures mainly coarse
(upper) and fine (lower) bainite were registered. The measured mirohardness of coarse bainite is in the range of
167-204HV0.05. Most of the lower values are measured in A2 sample. Fine bainite have microhardness 279-
427HV0.05. In both samples Ni-rich areas are visible. Their microhardnesses are 205-268HV0.05 for A1_N
activated and 101-120HV0.05 for A2 sample. Traces of Ni grain boundary diffusion (red arrows) can be seen on low
magnification picture (upper row). Additionally little Ni-rich martensite was found. Finally, when nitrided activator
was added the microstructures was improved. More, fine bainite formed at the expense of upper bainite. This result
was due to better Fe-Ni alloying.
On Fig.3 the observed microstructures of sintered DistaloySA based samples are shown. The microstructures of
both samples look similar and consist of pearlite, ferrite, bainite and Ni-rich areas. It seems that the activation of this
sample is not linked with a significant microstructure improvement.
Figure 2. Microstructures of sintered AstaloyCrL based samples; A1_N -left side ; A2 –right side.
437

4. CONCLUsION
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 3. Microstructures of sintered DistaloySA based samples; D1_N -left ; D2 –right.
For Cr prealloyed PM steels with added Ni, the addition of 10% pre-nitrided powder as a sintering activator, seem
to be a promising way to improve their microstructure. More fine bainite forms, resulting in increased apparent
hardness.
For diffusion bonded samples no significant microstructure improvement was found. Probably Cu diffuses faster into
the activated particles, resulting in its inhomogeneous distribution and altering Ni-diffusion.
5. ACKNOWLEDGEMENTs
Authors wish to thank “Gamasinter” Ltd – Varna, Bulgaria for sintering of investigated samples
REFERENCEs
1. T. Pieczonka, S. Harizanova, R. Rusev, E. Ruseva, “Dialtometric Analysis of Sintering during Heating Stage of
Nitrided Fe-2 wt.-% Ti Powder Mixtures” Proceedings of 2000 Powder Metallurgy World Congress, Kyoto,
2000, p. 785 – 788
2. Harizanova S., .Russev R, Ruseva E., Petkova R., Pieczonka T., “Povedenie na probi ot jelqzo-titanovi prahovi
smesi pri spichane v H i bogata na N gazova sreda”, II International science- Technical Congress “Me-
2 2
chanical Engineering’99”, Varna, 1999 , p. 61 – 66 (in bulgarian)
3. Dimitrov, D.M., “Structure and Properties of alloyed PM steels on a base of AstaloyCrl powder grade, after sintering
and surface heat treatment”, PhD Thesis, Technical University of varna , Varna, 2010.
4. Dimitrov, D.M., T. Pieczonka, S.D. Harizanova. “Sintering Behaviour of AstaloyCrL Based Powder Mixtures,
Containing Nitrided AstaloyCrL and Graphite Additions”, Proceedings of 5th International Powder Metallutgy
Converence, 08-12.10.2008, Ankara, Turkey, 2008, pp. 1387-1397
5. Dimitrov, D.M., P.N. Zlateva, S.D. Harizanova, S. Gyurov. “Structure Forming and Chemical iteractions during
Sintering of Low Alloyed Chromium PMsteels with Addition of Nitrided Powders”. Proceedings of Material
science and New Materials, 04-05.12.2008, Sofia, BAS, 2008,pp.128-132
6. S. Harizanova, T. Pieczonka, E. Ruseva, M. Stoytchev, R. Rusev, “Sintering Behaviour of nitrided mixtures
of ASC100.29 Hoganas Grade and Sponge Titanium Powder”, Proceedings of “Deformation and Fracture in
Structural PM Materials” International PM Conference, Piestany ‘.99,IMR SAS Kosice, vol. 2, p. 26 – 29
7. T. Pieczonka, S. Harizanova, R. Rusev, E. Ruseva, “Dialtometric Analysis of Sintering during Heating Stage of
Nitrided Fe-2 wt.-% Ti Powder Mixtures” Proceedings of 2000 Powder Metallurgy World Congress, Kyoto,
2000, p. 785 – 788
8. Harizanova S., Pieczonka T., Ruseva E., Rusev R., Decheva D., Stoytchev M., “Thermal Stability of Nitride
Phases in Fe-2Ti sintered Alloys”, Proceedings of the PM – Congress – valensia, 2003., v.1, −. 435 – 440
9. Pieczonka T., Harizanova S., Decheva D. “Sintering of low-temperature gas carbonitrided iron-base materials
containing 2wt.-% Ti” sacaria Powder Metallurgy Conference proceedings, Turkey, 2006
438

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
10. F. Castro, S. Sainz, “Influence of Ni on hardenability of PM steels”, Advances in Powder Metallurgy and
Particulate Materials, Lauderdale, Florida, USA, 2010.
11. Hwang et al. “Comparison of mechanical properties of Fe–1·75Ni–0·5Mo–1·5Cu–0·4C steels made from PIM
and press and sinter processes”, Powder Metallurgy 2002 Vol. 45 No. 2, pp160-166
12. W. García, P. Uranga, F. Castro, “Influence of Nickel and Cooling Rate on the Microstructural Development of
Mo-Containing PM Steels”, Euro PM2008-sintered steels, Mannheim, Germany. Vol. 2, pp. 153-158.
13. S. Sainz, W. García, A. Karuppannagounder, F. Castro, “Microstructural development during sintering of PM
steels with admixed Nickel”, Powder Metallurgy Progress, Vol.7 (2007), No 3, pp121-127
14. Wu M.W., K. S. Hwang and K. H. Chuang “Improved distribution of Ni and C in sintered steels through addition
of Cr and Mo”, Powder Metallurgy 2008 VOL 51 No 2, pp160-165
15. Wu, M.-W. Hwang, K.-S., “ The Mechanisms of the Formation and Elimination of Weak Ni-Rich Areas in PM
Steels”, Advances In Powder Metallurgy And Particulate Materials, 2007, NUMB 2, pages 07-12-07-23
16. T. F. Stephenson, S. T. Campbell, T. Singh,
“Properties of Prealloyed Mo Steels Admixed with Extra-Fine Ni
Powder”, Procs. of EuroPM2003, , Valencia, Spain 2003. Vol.1, pp. 269-275
439

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
PRODUCTION OF MWCNT REINFORCED BRONZE MATRIX COMPOsITE
BY CURRENT ACTIvATED sINTERING
Ramazan KARSLIOĞLU, Mehmet UYSAL, Ömer Faruk YAZICI, Hatem AKBULUT
Sakarya University Engineering Faculty, Department of Metallurgical and Materials Engineering,
rkarslioglu@sakarya.edu.tr
ABsTRACT
In this study, bronze matrix (90 wt. % Cu + 10 wt. % Sn) was reinforced with multi walled carbon nanotubes
(MWCNT’s) using mechanical alloying and then produced by subsequent rapid current sintering technique. The
mechanically ball milled bronze matrix powders was reinforced with various amounts of MWCNT (1.0 wt. %, 3.0 wt.
% and 5.0 wt. %). The composites were cold compacted under a constant pressure of 200 MPa. The compacted
structures were sintered at atmospheric conditions almost to the full density within 10 minutes at 1000 A using
current sintering, in which the powders were heated by a low voltage and high amperage current and compressed
simultaneously. Microhardness testing, and scanning electron microscopy (SEM) studies were carried out for the
characterization of the composite. Optimal microstructure was targeted to determine the properties for the resultant
composites.
Key words: Rapid current activated sintering, CNT, Bronze, composite.
1. INTRODUCTION
Copper and copper matrix composites have been known as excellent engineering materials for application where
good mechanical and thermal properties are desired [1-2]. Cu-matrix particle MMCs may even be more suitable
for use in brakes and other severe frictional applications because of (1) the higher thermal conductivity of these
MMCs, which makes them better than Al-SiC MMCs at conducting frictional heat away from the sliding interface; (2)
the much higher melting and softening temperatures of copper; and (3) the superior corrosion resistance of copper
and its alloys in chloride environments [3]. Dispersed particles such as oxides, carbides, and borides, which are
insoluble in the copper matrix and thermally stable at the high temperatures, are being increasingly used as the
reinforcement phase. Various methods have been used for making MMCs such as liquid metal infiltration, squeeze
casting, diffusion bonding, electrodeposition, and PM [4]. The relatively high melting point and poor wettability of the
reinforcement phase by the copper make powder metallurgy suitable for production of copper-based composites
[5].
Interest for using multiwall carbon nanotubes (MWCNTs) to reinforce polymers, ceramics and metals has grown
tremendously over the last decade because of their attractive mechanical and thermal properties [6]. Many researchers
have reported on mechanical properties of carbon nanotubes that exceed those of any previously existing
materials. Although there are varying reports in the literature on the exact properties of carbon nanotubes,
theoretical and experimental results have shown extremely high elastic modulus, greater than 1 TPa (the elastic
modulus of diamond is 1.2 TPa) and reported strengths 10–100 times higher than the strongest steel at a fraction
of the weight. Indeed, if the reported mechanical properties are accurate, carbon nanotubes may result in an entire
new class of advanced materials [7]. Also CNTs have very high thermal conductivity (3000–6000 W (m K) -1 ) along
the tube direction. Excellent mechanical and thermal properties combined with their low-density make CNTs as
an ideal reinforcement to fabricate high-performance composites for various engineering applications [6]. However,
limited research has been done in preparation, structural, physical and mechanical properties of metal–CNT
440

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
nanocomposites. Poor wetting behaviour or weak interfacial bonding to matrix materials, agglomeration among
themselves with Van-der-Waals force, inhomogeneous distribution of CNTs in the matrices and degraded thermal
stability at high processing temperature are the prime drawbacks to use carbon nanotubes as reinforcements of
metal matrix composites. For instance, Kuzumaki et al. [8] reported very little improvement in tensile strength of
CNT reinforced Al nanocomposites prepared by conventional powder mixing, hot-pressing followed by hot extrusion
due to inhomogeneous dispersion of CNTs in the metal matrix.
For any case, the homogeneous dispersion of nanotubes in metal matrices is the prime requirement before fabricating
carbon nanotube based metal matrix nanocomposites. Early studies carried out by Uddin et al. [9] showed
that, high energy mechanical alloying involved continuous impact, welding, fracturing and re-welding of powders
to disperse nanotubes in the metal powders. The objective of the present investigation is to prepare bronze-matrix
composite reinforced with five different ratios (1.0, 3.0 and 5 wt. %) MWCNT by using a rapid current activated
sintering technique. Effect of the different ratio MWCNT on the bronze matrix MMC’s were investigated. In this contribution,
we report on the successful preparation of MWCNT reinforced bronze composites by mechanical mixing
of nanotubes and metal powders followed by current activated sintering. A new approach was taken into account to
obtain rapid and cost effective sintering to improve hardness of MWCNT reinforced bronze matrix.
2. EXPERIMENTAL
Three different ratios MWCNTs reinforced bronze metal matrix composites were produced by rapid current activated
sintering technique. The matrix material was a 10 wt. % Sn bronze alloy in the powder state and has an
average particle size of 80 μm. The average particle sizes of the MWCNT were 80 nm in diameter and 8 μm in
length. The blended and mechanically planetary ball milled bronze matrix powders and MWCNTs were then cold
compacted, which was a disk form in 25 mm diameter, under a pressure of 300 MPa to obtain nanocomposite.
The cold compacted nanocomposite mixture structure was then sintered at atmospheric conditions to nearly a full
density within 10 minutes under an applied pressure of 10 MPa. The compaction processes were accomplished in
a single process. The sintering was carried out at high-current levels as high as 1200-1500 Amperes and constant
voltages (2.5 V).
The current activated sintering system setup is shown in Fig. 1. After sintering treatment the samples were left the
air for cooling, and the samples were cut from the disks and prepared to use standard metallographic techniques.
Polished and lightly etched specimens were examined using for microhadness test. The matrix microhardness
measurements were carried out on polished samples using 50 g load for 10 sec. Also the composites were prepared
to investigate fracture surfaces for scanning electron microscope (SEM) and Energy dispersive X-ray analysis investigation
(EDS). A complete fracture surface microstructural characterization was carried out via SEM and EDS
(JEOL 6060LV).
Fig 1. a) Schematic presentation of the current activated sintering system and b) an example of sintering
process application [1].
441

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3. REsULTs AND DIsCUssION
In an early contribution[21] S.M. Uddin, T. Mahmud, C. Wolf, C. Glanz, I. Kolaric and M. Hulman et al., Thermal
expansion coefficient of nanotube-metal composites, Phys Status Solidi B 246 (11–12) (2009), pp. 2836–2839.
Full Text via CrossRef | View Record in Scopus | Cited By in Scopus (2), it was shown that the planetary ball mill
employed a strong centrifugal force to develop high energy milling action inside the vial, which in fact involved
continuous impact, welding, fracturing and re-welding of MWCNT–metal powders[9]. Milling for time 3 h did not
show good embedment of MWCNTs in the matrix materials and (b) prolonged milling promoted cold-welding of metal
powders producing very large metal particles.
(a)
Fig. 2. SEM microphotograph of mechanically alloyed bronze and MWCNT (a)low magnification (b) high magnification
In the current activated sintering process was aimed to produce of the nanocomposite. Fig. 3-4 show the microstructure
of the composites that produced by using different voltage applications. In Fig. 3-4 both the fracture
surface microstructures in low magnification and high magnification are presented. In Fig 3 and 4 the MWCNT
distribution is also shown. The fracture microstructure reveals a good bonding is provided and no de-attachment
was observed with low porosity among the grains and MWCNT. All the nanocomposites produced by current sintering
show uniform distribution of particles through the matrix. EDS analysis was given in Fig. 5. EDS analysis shows
Cu-Sn elements and also C traces, which belongs to the carbon nanotubes.
Fig.3. Low magnification fracture surface micrographs of the composite produced with different applied voltages;
a) 2 V, b) 2,5V and c) 3 V
442

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig.4. High magnification fracture surface micrographs of the composite produced with different applied voltages;
a) 2 V, b) 2,5V and c) 3 V
The hardness of the MWCNT/bronze nanocomposites as well as the unreinforced bronze alloy was measured
by Vickers hardness test. Fig. 6 shows the effect of the MVCNTs weight fraction on the hardness of the prepared
MWCNT/Bronze nanocomposites. Micro hardness of unreinforced bronze alloys is 98 Hv. The microhardness of
the nanocomposites dramatically increases with reinforced MWCNTs. Hardness of 1 wt. % MWCNT reinforced
bronze alloys is obtained as 158 Hv. However over the 1 wt. % MWCNTs, The hardness of the composites decreases
with increasing MWCNTs. The improvement in the hardness of bronze based nanocomposite matrix is
related to the second phase hardening effect caused by MWCNT in the nanocomposite matrix, which obstructs the
shift of dislocation in nanocomposite. Two reasons are suggested to be responsible for the increase in hardness;
particle-strengthening and grain refining.
Particle-strengthening is related to the incorporation of MWCNT and amount fractions above 1 wt. %. In this case,
the load is carried by both the matrix, and the particles and strengthening is achieved because the particles restrain
the matrix deformation. The second mechanism is related to the nucleation of small grains on the surface of the
incorporated particles, resulting in a general structural refinement. In this case, the presence of smaller grains impedes
dislocation motion resulting in an increase in microhardness. Also; MWCNTs resulted to obtain a hardness
value as high as 158 Hv whereas, unreinforced bronze showed only 98 Hv. This corresponds to 61 % hardness
increment.
Fig. 5. EDX analysis of nano composite
443

4. CONCLUsIONs
�
�
�
�
�
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 6. Matrix microhardness variation of composite depending volume fraction of MWCNT.
Bronze alloys and MWCNTs reinforced bronze metal matrix composites were successfully produced by rapid
current activated sintering technique.
SEM photographs show uniform distribution of MWCNT through the matrix.
EDS analysis shows Cu-Sn elements and also C traces which belongs to the carbon nanotubes.
The microhardness of the nanocomposites dramatically increases with reinforced MWCNT. Introducing MWC-
NT resulted to obtain a hardness value as high as 158 Hv whereas, unreinforced bronze showed only 98 Hv.
This corresponds to 61 % hardness increment.
The microhardness of the bronze matrix was increased as the increasing applied voltage.
REFERENCEs
1. Karslioglu R., Uysal M., Alp A., Akbulut H., “Wear Behavior of Bronze Hybrid MMCs Coatings Produced by Current
Sintering on Steel Substrates” Tribology Transactions, Vol. 53 pp 779-785, 2010
2. Sornakumar, T., and Senthil Kumar, A. “Machinability of Bronze–Alumina CompositeWith Tungsten Carbide
Cutting Tool Insert,” Journal of Materials Processing Technology, Vol. 202, pp 402-405. 2008,
3. Kennedy, F. E., Balbahadur, A. C., and Lashmore, D. S.), “The Friction And Wear of Cu-Based Silicon Carbide
Particulate Metal Matrix Composites for Brake Applications,” Wear, Vol. 203/204, pp 715-721. 1997
4.Distribution in Al/Al2O3 Composites Obtained from Composite Powder,” Materials Characterization, Vol. 46, pp
189-195.
5. Sapate, S. G., Uttarwar, A., Rathod, R. C., and Paretkar, R. K. (2009), “Analyzing Dry Sliding Wear Behaviour
of Copper Matrix Composites Reinforced with Pre-Coated SiCp Particles,” Materials and Design, 30, pp 376-
386.
6. Bhata A., Balla V. K., Bysakh S., Basu D., Bose S., Bandyopadhyay A., “Carbon nanotube reinforced Cu–10Sn
alloy composites:Mechanical and thermal properties” Materials Science and Engineering A Vol. 528 6727–
6732. 2011
7. Erik T. Thostenson, Zhifeng Ren, Tsu-Wei Chou, “Advances in the science and technology of carbon nanotubes
and their composites: a review” Composites Science and Technology Vol. 61 1899–1912 2001
8. Kuzumaki T, Miyazawa K, Ichinose H, Ito K. Processing of carbon nanotube reinforced aluminium composite.
J Mater Res Vol. 13: 2445–2454. 1998
9. Uddin SM, Mahmud T, Wolf C, Glanz C, Kolaric I, Hulman M, et al. Thermal expansion coefficient of nanotube-metal
composites. Phys Status Solidi B; Vol 246(11–12):2836–2845. 2009
444

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Al+%5MgO KOMPOZİT MALZEMENİN ÖZELLİKLERİNE SİNTERLEME
SICAKLIĞI VE SİNTERLEME SÜRESİNİN ETKİLERİ
Yusuf KARAMAN*, Hanifi ÇİNİCİ**, Recep ÇALIN***
*Kırıkkale Üniversitesi, Makine Mühendisliği Bölümü, Kırıkkale
**Gazi Üniversitesi, Metal Eğitimi Bölümü, Ankara
***Kırıkkale Üniversitesi, Malzeme ve Metalurji Mühendisliği Bölümü, Kırıkkale
öZET
Toz Metalurjisi (T/M) yöntemiyle metal matrisli kompozit (MMK) üretimi için, saf alüminyum (Al) matris malzemesi
olarak seçilmiş ve %5 ağırlık oranında MgO takviye malzemesi olarak belirlenmiştir. Hazırlanan toz karışımları 500
MPa basınç altında tek yönlü sıkıştırma işlemine tabi tutulmuşlardır. Ağırlıkça %5 takviye oranı içeren ham numuneler
570-600-630 °C sıcaklıklarda argon (Ar) gazı atmosferinde 1,2 ve 4 saat süreyle sinterleme işlemi uygulanmıştır.
Elde edilen numuneler optik mikroskop ve SEM görüntüleri alınıp mikroyapıları incelenerek yoğunluk, sertlik ve
çapraz kırılma mukavemetleri ölçülmüştür. Yapılan çalışma sonucunda sinterleme sıcaklığı ve sinterleme süresinin
artmasına bağlı olarak yoğunluk, sertlik ve çapraz kırılma dayanımlarının arttığı görülmüştür. Değerler incelendiğinde
en iyi sonuçların 630 °C’de 4 saat sinterlemede elde edildiği tespit edilmiştir.
ABsTRACT
In this study, weight percent of 5% MgO reinforcement aluminum (Al) matrix composites were produced by powder
metallurgy (P/M) method. Prepared powder mixes had been mixed for 60 minutes by Turbula. Powders were compacted
at 500MPa pressure by single action press. Weight percent of 5% MgO reinforced composite specimens
had been sintered at 570; 600 and 630°C for 1-2-4 hours in argon atmosphere. After having the results of density,
hardness and transverse rupture strength (TRS) tests, the best results were obtained on sintering process at 630°C
for 4 hours. The increasing sintering temperature and time made the porosity decrease and made the mechanical
properties improve. Specimens surface inspections were applied by optical microscopy (OM) and scanning electron
microscopy (SEM).
Key Words: MgO, TRS, Transverse Rupture Strength, Sintering Temperature, Sintering Time
1.GİRİŞ
Farklı özellikteki malzemelere olan ihtiyaç yeni üretim tekniklerinin geliştirilmesini sağlamıştır. Tek bir bileşenden
oluşan malzemeler genellikle ihtiyaçları karşılayamamaktadır. Bu sebepten dolayı kompozit malzemelerin bir grubu
olan metal matrisli kompozitler (MMK) geliştirilmektedir [1,2]. MMK malzemeler yüksek mekanik özellikleri ve
aşınma dirençleri sayesinde endüstride geniş kullanım alanı bulmaktadırlar. Alüminyum matrisli kompozitler düşük
yoğunlukları, yüksek toklukları ve yüksek korozyon dirençleri sayesinde endüstride geniş kullanım alanı bulmaktadırlar.
Havacılık ve uzay sanayisi, otomotiv, savunma ve elektronik sanayileri bu alanların önde gelenleridir.
Alüminyum saf halde yüksek mekanik özelliklere sahip değildir. Ancak Al 2 O 3 , SiC, TiC, B 4 C ve MgO gibi seramik
malzemelerin takviye elemanı olarak kullanılması sonucunda elde edilen alüminyum matrisli kompozitlerin mekanik
özellikleri yüksektir [3-7].
Toz metalurjisi (T/M) en yaygın kompozit üretim yöntemlerinden biridir. Döküm yöntemine göre en büyük avantajı
homojen takviye elemanı dağılımı sayesinde mikroyapının kontrol edilebilmesidir [4]. T/M’nin diğer bir avantajı da
katı hal sinterlemesi sonucunda matris ve takviye elemanı arayüzeyinde istenmeyen fazların oluşumunu en düşük
seviyede tutulması sonucunda arayüzeyde kuvvetli bir bağ oluşumunu sağlamasıdır [3,8]. Bu çalışmada T/M yöntemiyle
üretilen Al-MgO kompozitlerinin mekanik özelliklerine sinterleme sıcaklığının ve sinterleme süresinin etkileri
araştırılmıştır.
445

2.DENEYsEL YöNTEM
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışmada gaz atomizasyonu yöntemiyle üretilmiş %99,7 saflık oranında 76,39 μm ortalama toz tane boyutundaki
Al tozları matris malzemesi olarak kullanılmıştır. 29,53 μm ortalama toz tane boyutuna sahip saf MgO
tozları takviye elemanı olarak kullanılmıştır. Ağırlıkça %5 MgO oranı içeren Al-MgO toz karışımları Turbula cihazında
60 dakika karıştırıldıktan sonra tek etkili preste 500 MPa basınç altında sıkıştırılarak ASTM standartlarındaki
6,35x12,70x31,75mm boyutlarında çapraz kırılma numuneleri elde edilmiştir. Elde edilen test numuneleri argon (Ar)
gazı ortamında yatay tüplü fırında 570; 600 ve 630°C sıcaklıkta 1; 2 ve 4 saat sürelerde sinterlenmişlerdir. Arşimet
prensibine göre yoğunlukları ölçülen numunelerin gerekli yüzey işlemlerinden sonra Vickers yöntemi ile sertlikleri
ölçülmüş ve ASTM standartlarına göre çapraz kırılma mukavemetleri (ÇKM) ölçülmüştür. Numunelerin mikroyapı
incelemeleri taramalı elektron mikroskobunda (SEM) yapılmıştır.
3.DENEYSEL BULGULAR VE TARTIŞMA
3.1. Yoğunluk sonuçlarının incelenmesi
Farklı sinterleme sıcaklık ve sürelerinde elde edilen yoğunluk sonuçları Şekil 1’de verilmiştir. Şekil 1 incelendiğinde
artan sinterleme sıcaklığı ve artan sinterleme süresi sonucunda elde edilen yoğunluk değerlerinin yükseldiği görülmektedir.
Bu artış Eşitlik 1’de yer alan Arrhenius denklemi [9,10] ile açıklanabilir.
(1)
Burada D V hacim difüzyonu katsayısı, D 0 malzeme sabiti, Q aktivasyon enerjisi, R gaz sabiti ve T mutlak sıcaklıktır.
Denklemin sağ tarafındaki T değerinin artmasıyla D V değerinin de artacağı açık bir şekilde görülmektedir.
Ergime sıcaklığına yakın sıcaklıklarda daha fazla atom komşuları ile bağlarını kopartıp yeni yerlere gitmek için
daha yüksek enerjiye sahiptir [10]. Artan sıcaklık ile Al parçacıkları arasında daha fazla difüzyon gerçekleştiği ve
gözeneklerin birleşerek daha düşük enerji konumuna geçtiği değerlendirilmiştir. Sonuç olarak sıcaklığın artması
ile sinterlenebilirlik artmış [11] ve sinterlenebilirliğin artması yoğunluk değerlerini arttırarak teorik yoğunluğa yakın
değerler elde edilmiştir.
Şekil 2. 630°C’de 1 saat (a), 2 saat (b) ve 4 saat (c) sinterlenmiş numune yüzeylerinin SEM görüntüleri.
Sinterleme süresinin artmasıyla parçacıklar arasındaki boyunlaşmanın geliştiği, gözeneklerin azaldığı [12] artan
süre ile parçacıklar arası difüzyonunda artması sonucu yüksek yoğunluk değerleri elde edilmiştir.
446
Şekil 1. %5 MgO takviye
oranlı kompozitlerin sinterleme
süresi ve sinterleme
sıcaklığına göre
yoğunluk değişimleri.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3. 4 saat süreyle 570°C’de (a) ve 600°C’de (b) sinterlenmiş numune yüzeylerinin SEM görüntüleri.
Şekil 2 ve Şekil 3 incelendiğinde takviye elemanının kompozit içerisinde homojen dağıldığı görülmektedir. Yoğunluk
sonuçları birbirine yakın olduğu için gözeneklilik oranları görsel olarak ayırt edilememektedir. Gözeneklerin Al tane
sınırlarında ve Al-MgO arayüzeylerinde olduğu görülmektedir.
3.2. Sertlik sonuçlarının incelenmesi
Şekil 4’de sinterleme sıcaklığı ve sinterleme süresinin Al-MgO kompozitlerin sertliklerine olan etkileri verilmiştir.
Şekil 4 incelendiğinde artan sinterleme sıcaklığı ile numunelerin sertlik değerlerinin arttığı görülmektedir.
Buradaki sertlik artışının artan sinterleme sıcaklığı ile teorik yoğunluğa daha yakın sonuçlar elde edilmesinden veya
diğer bir deyişle gözenekliliğin düşmesinden kaynaklandığı [4] değerlendirilmiştir. Gözeneklilik oranı düşük yapılarda
sertlik ölçme cihazının batıcı ucunun gözenek üzerine gelme olasılığının düşük olması da sebepler arasında
sayılabilir.
3.3. Çapraz kırılma mukavemetlerinin incelenmesi
Şekil 5. incelendiğinde artan sinterleme sıcaklığı ve sinterleme süresi ile ÇKM değerlerinin artığı görülmektedir.
Yüksek sıcaklıklarda alüminyumun yüzey gerilmesi düşer, ıslatma kabiliyeti artar ve daha kuvvetli arayüzey bağları
oluşur [8]. Buradan yola çıkarak ÇKM artışının sebebi; artan sinterleme sıcaklığı ve süresiyle parçacıklar arasında
oluşan boyun çapının (X) toz çapına (D) olan oranı (X/D) artmasıyla [13] oluşmuş olan kuvvetli bağ sayesinde parçacıklar
arasındaki yük transferinin daha kolay gerçekleşmesi olarak değerlendirilmiştir.
447
Şekil 4. %5 MgO takviye oranlı
kompozitlerin sinterleme süresi
ve sinterleme sıcaklığına göre
sertlik değişimleri.
Şekil 5. %5 MgO takviye
oranlı kompozitlerin
sinterleme süresi ve
sinterleme sıcaklığına göre
ÇKM değişimleri.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6 incelendiğinde kırılmaların Al-MgO arayüzeyindeki zayıf ıslatma [14] sonucu tane sınırlarından gerçekleştiği
görülmektedir. Tane sınırlarında yer alan gözeneklerin çentik etkisi yaparak kırılmayı kolaylaştırdığı değerlendirilmiş
ve ÇKM değerlerini düşürdüğü sonucuna varılmıştır. MgO-Al arayüzeyinde ıslatma kabiliyetinin iyi olmayışı da [13]
sebepler arasında yer almaktadır.
Şekil 6. 630°C’de 1 saat (a), 2 saat (b) ve 4 saat (c) sinterlenmiş numunelerin kırık yüzeylerinin SEM görüntüleri.
4.SONUÇLAR
•
•
•
•
•
Sinterleme süresindeki artış ile beraber Al-MgO kompozitlerin yoğunluk, sertlik ve ÇKM değerlerinin arttığı
tespit edilmiştir.
Sinterleme sıcaklığının artması ile düşen gözeneklilik sayesinde yoğunluk ve sertlik değerlerinde yükselme
gözlenmiştir. Artan sıcaklık ile gerçekleşen kuvvetli arayüzey bağları sayesinde daha yüksek ÇKM değerleri
elde edilmiştir.
Artan gözeneklilik ise mikro çatlak etkisini artırdığı için kompozitlerin ÇKM değerlerini düşürmüştür.
Kırık yüzeylerin SEM görüntüleri incelendiğinde kırılmanın arayüzeylerde ve matris tane sınırlarında gerçekleştiği
görülmüştür.
Gözeneklerin takviye elemanı etrafında ve tane sınırlarında yer aldığı SEM görüntüleri ile tespit edilmiştir.
5.KAYNAKLAR
[1] Çalın R., Çıtak R., Effect of Mg Content of Matrix on Infiltration Height in Producing MgO Reinforced Al Matrix
Composite By Vacuum Infiltration Method. Material Science Forum Vols.546-549, s.611-614, 2007.
[2] Çalın R., Çıtak R., Effect of Powder Size on Infiltration Height in Producing MgO Reinforced Al Matrix Composite
By Vacuum Infiltration Method. Materials Science Forum Vols., 534-536, s.797-800, 2007.
[3] Rahimian, M., Parvin, N., Ehsani, N., Investigation of particle size and amount of alumina on microstructure
and mechanical properties of Al matrix composite made by powder metallurgy. Material Science and
Engineering, Vol 527, s.1031-1038, 2010.
[4] Rahimian, M., Ehsani, N., Parvin, N., Baharvandi, H.Z., The effect of particle size, sintering temperature and
sintering time on the properties of Al-Al−O− composites, made by powder metallurgy. Journal of Materials
Processing Technology, Vol 209, s.5387-5393, 2009.
[5] Topçu, İ., Gülsoy, H.O., Kadıoğlu, N., Güllüoğlu, A.N., Processing and mechanical properties of B−C reinforced
Al matrix composites. Journal of Alloys and Compounds, Vol 482, s.516-521, 2009.
[6] Tatar, C., Özdemir, N., Investigation of thermal conductivity and microstructure of the −-Al 2 O 3 particulate reinforced
Al composites (Al/Al 2 O 3 -MMC) by powder metallugy method. Physica B 405, s.896- 899, 2010.
[7] Şahin, Y., Kompozit Malzemelere Giriş. Gazi Kitabevi, Ankara, 2000.
[8] Wang, H., Zhang, R., Hu, X., Wang, C.A., Huang, Y., Characterization of a powder metallurgy SiC/Cu-Al composite.
Journal of Material Processing Technology 197, s.43-48, 2008.
[9] German, R.M., Park, S.J., Mathematical Relations in Particulate Material Processing. John Wiley & Sons Inc.
Publication, USA, 2008.
[10] German, R.M., Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri. Türk Toz Metalurjisi Derneği Yayınları, Ankara,
2007.
[11] Min, K.H., Kang, S.P.,Kim, D.G., Kim, y.D., Sintering Characteristic of AlO-reinforced 2xxx Series Al Composite
Powders. Journal of Alloys and Compounds, Vol 400, s.150-153, 2005.
[12] Kim, T.W., Determination of Densification Behavior of Al-SiC Metal Martix Composite During Consolidation
Processes. Materials Science and Engineering A 483-484, s.648-651, 2008.
[13] Xu, X., Lu, P., German, R.M., Densification and strength evolution in solid-state sintering. Journal of Materials
Science, Vol 37, s.117-126, 72002.
[14] Çalın R., Çıtak R., Effect of Vacuum on Infiltration Height in Producing MgO Reinforced Al Matrix Composite By
Vacuum Infiltration Method. ICIT-MPT International Conference on Industrial Tools and Materials, Bled, Slovenya,11-14
Eylül 2007.
448

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
TOZ METAL PARÇALARIN İNDÜKSİYONLA SİNTERLENMESİNİN
NÜMERİK ANALİZİ
M. Bahattin AKGÜL*, Göksan AKPINAR*, Can ÇİVİ*, Enver ATİK*
*Celal Bayar Üniversitesi Mühendislik Fakültesi, Makine Mühendisliği Bölümü, 45140, Manisa, mehmet.akgul@
bayar.edu.tr, goksanakpinar105@hotmail.com, can.civi@hotmail.com, enver.atik@bayar.edu.tr
öZET
Toz metal parçaların üretiminde sinterleme önemli bir yer tutmaktadır. Bu işlem sinterleme fırınlarında gerçekleştirilmektedir.
Bu sinterleme yöntemine alternatif olmak üzere toz metal parçaların indüksiyonla sinterlenmesi
çalışmaları yapılmaktadır. Bu çalışmada 20 kHz frekansta toz metal parçaların indüksiyonla sinterleme işleminin
nümerik analizleri yapılmıştır. Bobin tasarımının ısı oluşumuna etkileri tartışılarak optimum bobin tasarımı belirlenmeye
çalışılmıştır. Bu analizlerle toz metal parçaların indüksiyonla sinterlenmesinde, sinterleme parametreleri
optimize edilebilmektedir.
Anahtar Kelimeler: Toz Metalurjisi, Sinterleme, İndüksiyon, Nümerik Analiz.
NUMERICAL ANALYZING OF INDUCTION sINTERING OF
POWDER METALIC COMPONENT
ABsTRACT
Sintering is taken important part for production of powder metallic component. This operation is practiced in sintering
furnace. Alternatively this sintering method it is studied that induction sintering process. In this study, it is done
that numeric analyzing of powder metallic component for 20 kHz induction sintering. It is discussed that coil design
effect to heat production and it is practiced to find optimum coil design. Induction sintering parameters of powder
metal components is optimized with this analyzing.
Key Words: Powder Metallurgy, Sintering, Induction, Numeric analyzing.
1. GİRİŞ:
Toz metalurjisi yönteminde, uygun bileşime sahip toz karışımları ilk aşama olarak kalıp içerisinde preslenmektedir.
Presleme basıncına ve etki şekline bağlı olarak parçanın yoğunluğu da değişmektedir. Bu ilk işlem, elde edilecek
parçanın mekanik ve fiziksel özelliklerini de etkilemektedir.
Toz metalurjisi ile elde edilecek parçalarda ikinci aşama sinterlemedir. Sinterleme, ergime sıcaklığının altında ve
genellikle koruyucu atmosferde gerçekleştirilir. Bu aşamada parça, ısıtılmış ve korozyondan korumak amacıyla
atmosferle ilgisi kesilmiş fırın içerisinde önce yağlayıcılardan temizlenmek üzere ön ısıtmaya tabi tutulur. Oksit indirgenmesinin
ardından fırının sıcak bölgesinde sinterleme işlemi gerçekleştirilir ve fırından çıkan parça soğumaya
bırakılır [1].
Sinterleme, toz metalurjisinin en karmaşık konusudur. Sinterleme, ham malzemelerin yüksek yoğunluklu parçalara
dönüştürüldüğü kilit kademelerin başında gelmektedir [2]. Sinterleme sırasında polimer/yağlayıcı yakılması, parçacıklar
arası bağlanma, boyut değişimi ve mikroyapının irileşmesi gibi birçok olay gerçekleşir. Sinterleme uygulamasında
hedeflenen mühendislik amaçları için çevrim, ekipman ve gerekli ortamın uygun parametrelerin kullanılması
gerekir. Sinterlenen parçanın istenilen özelliklere sahip olması kadar parçanın istenilen boyutlarda olması da bir
zorunluluktur.
449

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
İndüksiyonla ısıtma prosesi; sıcak şekillendirme, yüzey sertleştirme, ısıl işlem, indüksiyonla ergitme, indüksiyon
kaynağı, birleştirme, lehimleme, yapıştırma, sıkı geçme, sürtünme kaynağı vb. uygulamalarda ve otomotiv endüstrisi,
gıda ve kimya endüstrisi gibi birçok teknolojik uygulamalarda kullanılmaktadır. İndüksiyonla ısıtma enerji
yoğunluğu, iş parçasındaki sıcaklık alanının kontrolü ve temassız enerji transferinden dolayı son derece etkilidir.
Ancak, indüksiyonla ısıtmadaki yüksek potansiyel sadece nümerik simülasyon baz alınarak tamamen anlaşılabilir.
İndüksiyonla ısıtma elektromanyetik ve termal fiziği kapsamaktadır. Oluşacak ısı iş parçasının malzemesine bağlı
olduğu için bunlar birbiriyle doğrudan ilişkilidir [3, 4].
İndüksiyonla sinterleme, değişken akım taşıyan iletken bobin ile sağlanır. Bobinde oluşan akım, toz metal malzeme
içinde girdap akıma neden olan manyetik alanı oluşturur. Bobin genellikle bakırdan meydana gelir. İçerisinden soğutma
suyu geçer. İndüksiyonla sinterleme yönteminde kullanılan frekans 50 Hz ile 50 kHz arasında olabilir.
İndüksiyon sisteminin frekansına göre penetrasyon derinliği değişir. Demir gibi çok iletken malzemeler kısa sürede
ısınır. Yüksek sıcaklıkta veya yüksek frekansta penetrasyon derinliği azalır (Şekil 1.). Oda sıcaklığında 100 mm’ye
kadar penetrasyon derinliği gerçekleşebilir ama sıcaklık artarsa penatrasyon derinliğinde azalma meydana gelir.
Şekil 1. İndüksiyonla sinterlenmiş Cu-15Al TM numunenin sıcaklık ve frekansa göre penetrasyon derinliği [5].
Sıcaklık avantajı olduğu halde indüksiyon, sinterlemede çok az kullanılır. Genellikle indüksiyon akımını düzelten
grafit ile birlikte yavaş adımlarla ısıtılacak sıcak presleme işlemlerinde kullanılmaktadır.
İndüksiyonla sinterlemede parçanın tamamında homojen bir ısı oluşumu hedeflenmelidir. Toz metal parçaların indüksiyonla
sinterlenmesinde frekans kadar bobin tasarımı önemli etkenlerden biridir.
2. MATERYAL vE METOT:
Bu çalışmada, sinterlenecek numuneler ortalama 75 μm boyutunda demir tozlarının 600 MPa basınçta tek eksenli
hidrolik presle basılmasıyla üretilmiştir. Numunelerin boyutu 10x10x55 mm’dir. Numuneler demir esaslı olup ağırlıkça
%2 Cu, %0,8 grafit ve yağlayıcı olarak %1 çinko stearat kullanılarak üretilmiştir.
Bu toz metal numunelerin indüksiyon bobini içerisinde sinterlenmesi, numunelerin bobin içerisinde sabit hızla ilerlemesi
sırasında gerçekleştirilmiştir. Ancak deneysel çalışmalarda malzeme üzerinden geçen manyetik akı tam olarak
ölçülemediği için nümerik modelleme ile optimum bobin tasarımı geliştirilmeye çalışılmıştır. Böylece bu boyutlardaki
toz metal numunelerin sinterlenmesinde ön ısıtma, sinterleme ve soğutma bölgesini elde etmek için en uygun bobin
tasarımı elde edilmeye çalışılmıştır.
3. NÜMERİK ÇALIŞMALAR:
İndüksiyonla sinterleme parametrelerinden biri olan optimum bobin tasarımını belirlemek amacıyla yapılan nümerik
çalışmalarda Comsol Multiphysics 3.5 programı kullanılmıştır. Bu modellemede toz metal numuneler, 7 sarımlı
20 mm çapında bobin kullanılarak 20 kHz frekansta ve 3,5 kA akım şiddetinde indüksiyonla ısıtma işlemine tabi
tutulmuştur. Nümerik çalışmada, sadece bobin sarım şekilleri değiştirilerek numuneler arasında sıcaklık dağılımı ve
süreleri bakımından karşılaştırılmalar yapılmıştır. İlgili kurucu denklem aşağıdaki şekildedir;
450
(1)
(2)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu formülde ρ yoğunluk, Cp spesifik ısı kapasitesi, k termal iletkenlik, Q indüktif ısıyı temsil etmektedir. Demirin
elektirk iletkenliği, σ, aşağıdaki eşitlikte verilmiştir.
Burada
ρ0: referans sıcaklıktaki (T0= 293 Kelvin) direç,
α: direncin sıcaklık katsayısı ve
T: anlık sıcaklığı ifade etmektedir.
İndüktif ısının bir periyodundaki ortalama zamanı aşağıdaki denklemde verilmiştir:
Modellemede 2 boyutlu eksenel simetri, AC/DC modülü, yarı statik manyetik, Azimuthal indüksiyon akımı, vektör
potansiyel, zaman uyumlu analiz olarak seçilmiştir. Sabitler Çizelge 1.’de verilmiştir.
Çizelge 1. Sabitler Çizelgesi.
Parametreler Değer ve Birimi
Akım 3,5 (kA)
Bobin Çapı 0,02 (m)
Yüzey Akım Yoğunluğu 15915,494309 (A/m)
Referans Sıcaklık 293 (K)
T=T0 daki Direnç 17,54 e -7 (Ω.m)
Sıcaklık Katsayısı 0,0039 (1/K)
Havanın Yoğunluğu 1,293 (Kg/m³)
Havanın Isı Kapasitesi 1010 [J/(Kg.K)]
Havanın Isı İletkenliği 0,026 [W/(m.K)]
Demirin Yoğunluğu 7892 (Kg/ m³)
Demirin Isı Kapasitesi 452 [J/(Kg.K)]
Demirin Isı İletkenliği 72 [W/(m.K)]
Parça üzerinden geçen indüksiyon akım yoğunluğu ve manyetik akı çizgilerine bağlı olarak oluşan optimum ısı
transferini hesaplayabilmek için 3 adet numune, hava ve 7 sarımlı bobin meshlenmiştir. 3 adet numune soldan sağa
doğru ilerleyerek bobine girecek, böylece ön ısıtma, sinterleme, soğuma işlemi gerçekleşecektir (Şekil 2).
Şekil 2. 3 Adet Temas Halinde Numune, 7 Sarımlı Bobinin Ön ve Yan Görünüşü
Şekil 3. Meshlenmiş 3 adet numune, 7 sarımlı bobin ve hava ortamının görünüşü.
451
(3)
(4)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışmada, indüksiyonla toz metal parçaların sinterlenmesinde indüksiyon bobinlerinin sarım biçimleri optimize
edilerek klasik sinterleme fırınlarında elde edilen ön ısıtma, sinterleme ve yavaş soğuma aşamalarındaki gibi (Şekil
4) numune sıcaklığı eğrisinin elde edilmesi amaçlanmıştır.
Şekil 4. Klasik sinterleme fırınındaki işlemler zinciri ve zaman-sıcaklık profili [6].
3.1. İndüksiyonla Sinterlemede Nümerik Bulgular:
Toz metal numunelerin indüksiyonla sinterlenmesinde bobin-numune konumlandırması, bobin şekline göre numunelerde
oluşan sıcaklık değişimleri Kelvin olarak model üzerinde numerik olarak belirlenmiştir. Ayrıca numunelerin
yatay eksen üzerinde (z-ekseni) oluşan sıcaklık dağılımı grafik olarak verilmiştir. Farklı sarım şekilli numuneler demir
esaslı malzemeler için yaklaşık olarak sinterleme sıcaklığı olan 1393 °K sıcaklığa çıkıncaya kadar sinterlenmiş
olup, daha sonra bu sıcaklığa çıkabildikleri süreler esas alınarak karşılaştırılmıştır.
Şekil 5. Silindirik sarımlı ortalanmış bobin şekline ve konumuna göre 108,3 saniyede 3 adet numune üzerinde
oluşan sıcaklık dağılımı.
Şekil 6. Silindirik sarımlı ortalanmış bobin şekline göre 108,3 saniyede 3 adet numune üzerinde oluşan sıcaklıkkonum
grafiği.
452

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 7. Silindirik sarımlı sola dayalı bobin şekline göre 87,2 saniyede 3 adet numune üzerinde oluşan
sıcaklık dağılımı.
Şekil 8. Silindirik sarımlı sola dayalı bobin şekline göre 87,2 saniyede 3 adet numune üzerinde oluşan
sıcaklık-konum grafiği.
Şekil 9. Konik sarımlı bobin şekline göre 114,7 saniyede 3 adet numune üzerinde oluşan sıcaklık dağılımı
Şekil 10. Konik sarımlı bobin şekline göre 114,7 saniyede 3 adet numune üzerinde oluşan sıcaklık-konum grafiği
453

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 11. Konkav sarımlı bobin şekline göre 126,6 saniyede 3 adet numune üzerinde oluşan sıcaklık dağılımı.
Şekil 12. Konkav sarımlı bobin şekline göre 126,6 saniyede 3 adet numune üzerinde oluşan
sıcaklık-konum grafiği.
Şekil 13. Konveks sarımlı bobin şekline göre 115,4 saniyede 3 adet numune üzerinde oluşan sıcaklık dağılımı.
Şekil 14. Konveks sarımlı bobin şekline göre 115,4 saniyede 3 adet numune üzerinde oluşan
sıcaklık-konum grafiği.
454

5. SONUÇLAR:
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Sinterlemede ön ısıtma, sinterleme daha sonrada yavaş soğuma koşulları istenmektedir. Bu amaçla 7 sarımlı bobin
içine sabit bir hızla gönderilen numune olarak modellenen sistemde, soldan sağa doğru ilerleyen numunenin herhangi
bir noktası izlenirse ön ısıtma, sinterleme ve yavaş soğuması aşamaları gerçekleşir.
Modellemede sadece bobin sarım şekilleri değiştirilerek numuneler üzerinde oluşturulan sıcaklık dağılımlarının etkisi
araştırılmıştır. Modellenen modifiye edilmiş bobin tasarımları incelenecek olursa sinterleme sıcaklığı açısından
aşağıdaki sonuçlar elde edilmiştir:
• Silindirik sarımlı bobinde 1120°C (1413 °K) sıcaklığa 87,2 saniyede ulaşılmaktadır (Şekil 7.).
• Klasik sinterleme fırınında elde edilen ön ısıtma, sinterleme ve soğutma parça sıcaklığı eğrisini sağlayan indüksiyon
bobini Şekil 13’te verilen iç bükey (konveks) sarımlı bobindir.
• Numune doğrultusunda açılı ve dış bükey (konkav) indüksiyon bobinleri, sinterleme sırasındaki işlem zinciri
sıcaklıklarına uygun değildir.
Optimum sinterleme parametrelerini belirlemek amacıyla yapılan nümerik çalışmalarda numuneler demir esaslı
malzeme olarak tanımlanmıştır ve demirin termofiziksel özellikleri baz alınarak nümerik model oluşturulmuştur.
Deneysel çalışmalarda ise toz metal parçaları üretmek için yağlayıcı malzemeler ve başka tozlar ilave edilmektedir.
Bunlar demir esaslı toz metal parçaların termofiziksel (özellikle elektrik özdirenç) özellikleri etkilemektedir.
Daha sonraki çalışmalarımızda, nümerik çalışmalardaki sonuçların deneysel çalışmalarla örtüşüp örtüşmediği belirlenecektir.
Sinterleme esnasında termal kamera, infrared termometreler kullanılarak numunelerin farklı noktalarından
sıcaklık ölçümleri yapılarak deneysel sonuçlarla nümerik sonuçlar karşılaştırılacaktır.
6. KAYNAKLAR :
1.
Randall M.G., Editörler; Sarıtaş, S. Türker, M., Durlu, N., “Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri”, p.p.
2-9, 143, 233-273, 279-296, TMMD, Ankara/Türkiye, 2007.
2. German, R.M.,” Powder Metallurgy of iron and steel”, Pennsylvania, A willey –interscience publication, Jon
Wiley & Sons, INC., USA, pp. 181-209, 232-260, 1998.
3. S. Galunin, M. Zlobina, K. Blinov, A. Nikanorov, T. Zedler, B. Nacke, ‘’Numerical analysis of coupled physics
for induction heating of movable workpieces‘’ International Scientific Colloquium Modelling for Electromagnetic
Processing Hannover, October 27-29, 2008.
4. Şenol SERT Yüksek Lisans Tezi ‘’İndüksiyon Isıl Yükleme İle Bir Çatlak Etrafında Olusan Gerilmelerin
Modellenmesi’’Sakarya Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitisü, Eylül 2008.
5. German, R.M., “Sintering theory and practice” The Pennsylvania State Universty Park, Pennsylvania, A willey –
interscience publication, Jon Wiley & Sons, INC., USA, pp. 313-362, 373-400, 403-420, 1996.
6.
Zinn, S., Semiatin, S.L., “Coil design and fabrication”, Part 2, specialty coils, 1988.
455

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ÖN KARIŞTIRILMIŞ VE SICAK PRESLENMİŞ Al-Cu ALAŞIMI
TOZ METAL PARÇALARDA KIRKENDALL ETKİSİ VE FİZİKSEL
ÖZELLİKLERİN ARAŞTIRILMASI
Ergün EKİCİ*, Mahmut GÜLESİN ** ve Yusuf ÖZÇATALBAŞ***
* Düzce Üniversitesi, Cumayeri Meslek Yüksekokulu, Makine Bölümü, 81700, Düzce, ergunekici@duzce.edu.tr
** Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Makine Eğitimi Bölümü, Teknikokullar, 06500, Ankara,
gulesin@gazi.edu.tr
*** Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Teknikokullar, 06500, Ankara,
yusufoz@gazi.edu.tr
öZET
Bu çalışmada, ağırlıkça % 4,5 Cu ve kalanı Al tozları olmak üzere bir saat süreyle turbulada ön karıştırmaya tabi
tutulmuştur. Karışım tozlar sıcak presleme yöntemiyle 570 ˚C’de 200 MPa basınçta 20 dakika süreyle preslenmiştir.
Sıcak preslenmiş blok numuneler 550˚C sıcaklıkta 2, 4, 6, 8, 10 saat süreyle difüzyon tavlamasına tabi tutulmuştur.
Toz Metalurjisi (TM) yöntemiyle üretilen bu numunelerin metalografik incelemeleri ve elektron mikroskop çalışmaları
yapılarak Al-Cu difüzyon süreci araştırılmıştır. İki saatlik tavlama sürecinde önemli miktarda bakır tozunun Al matriste
difüzyonla çözündüğü ancak Kirkendall etkisiyle Cu tozlarının yerini boşlukların aldığı belirlenmiştir. Bu durum
ise TM parçaların fiziksel özelliklerini olumsuz etkilemiştir.
Anahtar Kelimeler: Al-Cu, Toz Metalurjisi, Önkarıştırma, Kirkendall Etkisi.
INvEsTIGATION OF KIRKENDALL EFFECT AND PHYsICAL PROPERTIEs
IN PREMIXED AND HOT PREssED PM PARTs WITH Al-Cu ALLOY
ABsTRACT
In this study, the alloy consisting of 4,5% Cu and 95.5% Al powder was exposed to premixing in turbula for an hour.
Then the mixture was pressed for twenty minutes in 570 ˚C under 200 MPa pressure with hot pressing method.
The samples of hot pressed blocks were exposed to diffusion annealing in 550 ˚C for 2, 4, 6, 8, 10 hours. Diffusion
process of the samples produced with powder metallurgy method was investigated by metallographic examination
and electron microscopic study. It was determined that during the two-hour annealing process, great amount of Cu
powder was decomposed with diffusion at Al matrix, but with the effect of Kirkendall, the Cu powder was replaced
with gaps. This affected the physical properties of powder metallurgy pieces negatively.
Keywords: Al-Cu, Powder Metallurgy, Premixing, Kirkendall Effect.
1. GİRİŞ
Toz metalurjisi tekniği ön alaşımlı tozların ve takviye elemanının vakum kontrolü altında karıştırılması ve kaynaklanması
gibi karmaşık bir dizi operasyonu gerektirmektedir [1]. Alüminyum alaşımlarına mikro (

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
korozyon dirençlerini artırmak amacıyla sinterleme sonrası farklı mekanik ve ısıl işlemler uygulanmaktadır [6]. Tane
sınırlarının dağılımı/bileşimi ve gözeneklerin dağılımı/büyüklüğü gibi özellikleri mikro yapının performansı üzerinde
etkilidir[7]. Konsantrasyon farkı olan ikili bir alaşımda temas eden yüzeylerin difüzyon farkından dolayı bir akış
meydana gelir[8]. Kirkendall etkisi, birleşme ara yüzeyinden metal çiftlerine doğru atomik akının farklı olmasından
kaynaklanmaktadır [9]. Gökçe ve arkadaşları elementel yöntemle Al–Cu–Mg tozlarının üretilmesinde mikroyapı
özelliklerini incelemişlerdir[10]. Schaffer ve arkadaşları elementel yöntemle üretilen Al–Cu–Mg–Si alaşımlarında
azot ve kalayın sıvı faz sinterleme üzerindeki etkilerini araştırmışlardır[11]. Fogagnolo ve arkadaşları mekanik alaşımlama
ile üretilen Al-4.5 Cu katı çözeltisinin MA süresi ve sıcaklığa bağlı olarak mikroyapısal değişimleri ve yapıdaki
bakırın durumunu incelemişlerdir. Bakırı XRD ve SEM incelemelerinde saptayamamaları nedeniyle çok küçük
boyutta ikinci bir faz olarak kalan aluminyum içerisinde dağılmış olabileceğini belirtmişlerdir. Başka bir olasılığa göre
ise bakırın yapı içerisinde kısmı olarak çözünmüş olabileceği veya nano boyutta dağılmış ikinci bir fazın parçası
olabileceğini belirtmişlerdir[12].
Bu çalışmada, sıcak presleme (SP) yöntemiyle Al-Cu alaşımı TM parça üretilmesi ve üretim sürecinde Cu’nun
difüzyon mekanizması ile gözenek oluşumu ve fiziksel özelliklere etkisi incelenmiştir.
2. MATERYAL vE METOT
Çalışmada %99 saflıkta 100 μm altı Al tozları ile % 99 saflıkta 44 μm altı Cu tozları kullanılmıştır. % 4.5 Cu-Al karışımı
1 saat süreyle turbulada karıştırılmıştır. Karıştırılan tozlar kalıp içerisine alınarak ön şekillendirilme için 200
MPa soğuk olarak preslenmiş ve devamında 570 ˚C’de 200 MPa basınç altında 20 dakika süre ile sıcak olarak
preslenmiştir. Bu sayede 60x60 mm kare kesitli yaklaşık 10mm kalınlıklarında blok numuneler üretilmiştir. Sıcak
preslenmiş blok numuneler 550˚C sıcaklıkta 2, 4, 6, 8, 10 saat süreyle difüzyon tavlaması yapılmıştır. Tavlama
öncesi ve sonrası optik ve taramalı elektron mikroskopta (TEM) mikroyapı incelemeleri yapılmıştır. Karışım tozun
gerçek parça yoğunluk ölçümleri Sartorius marka 0,1 mg hassasiyetteki terazide yoğunluk kitiyle yapılmıştır. Vickers
mikro sertlik ölçümleri 100 g yük 10 sn süre uygulanarak gerçekleştirilmiştir.
3. SONUÇLAR VE TARTIŞMA
3.1 Difüzyon (Yayınım) ve Alaşımlama
200 MPa basınç altında 20 dakika süre ile sıcak presleme sonrasında üretilen numunelerin mikroyapıları incelendiğinde,
bakır tozlarının Al matris içerisinde homojen olarak dağıldığı, gözenek oranının çok düşük olduğu (Şekil 1a)
ve Al matris ile Cu parçacıkları arasında düzenli bir arayüzey oluştuğu (Şekil 1b) görülmektedir.
Şekil 1. Sıcak presleme sonrasında üretilen numunelerin mikroyapısı.
Matris içerisindeki bir Cu parçacığı etrafında oluşan difüzyon gradyanları ve elementsel mikro analizi Şekil 2’de verilmiştir..
Sıcak presleme işlemi sürecinde Al-Cu ikilisinin karşılıklı kütlesel difüzyonu başlamış fakat tamamlanmamıştır.
Şekil 2a’da 1 nolu hat boyunca XRF/EDS analizi yapıldığında 2b’de verilen” grafik elde edilmiştir. Herhangi
bir dağlayıcı kullanmaksızın dahi Cu parçacığı etrafında açıkca görülen ve farklı Al-Cu atomik yoğunluklarına sahip
difüzyon gradyanlarında parçacıktan uzaklaştıkça Cu oranı azalmaktadır. Burada, gradyanların merkezine yaklaşırken
Cu miktarının arttığı ve merkezde maksimum olduğu görülmektedir. Tersine, en dıştaki gradyandan başlamak
üzere merkeze yaklaştıkça ise Al miktarı azalmıştır. Merkezde bulunan Cu parçacığı ile Al matris arayüzeyinde ise
bakırın kütlesel difüzyonu sebebiyle oluşan halka şeklinde boşluk görülmektedir (Şekil 2a’da okla gösterilmiştir). Diğer
bir boşluk ise, Şekil 2a’da gösterilen resmin sol alt köşesinde bulunan Cu taneciğinin merkezindedir. Muhtemel
bu noktadaki Cu taneciği çok küçük hacim ve boyutta idi (yaklaşık 6 μm) ve sıcak piresleme sürecindeki kütlesel
difüzyonla Cu taneciği büyük oranda Al içine difüzyon gerçekleşmiştir.
457

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 2. Sıcak preslenmiş Al-Cu ikilisinde bileşim gradyanları ve XRF analiz sonuçları.
Difüsyon gradyanlarının üzerindeki farklı noktalardan alınan XRF/EDS sonuçları Şekil 3’de verilmiştir.
Şekil 3. Difüzyon gradyanları üzerinde farklı noktalardan alınan mikro analiz sonuçları.
Bu sonuçlar da açıkca göstermektedir ki 1 nolu analiz bölgesinde Cu içine Al difüzyonu yok denecek kadar azdır
(%0.57). Ancak 2’nolu bölgede maksimum (%66.2) olmak üzere 3 ve 4’nolu bölgelerde Al içine Cu difüzyonunun
giderek azaldığı görülmektedir. Difüzyon mekanizmasında atomlar yüksek konsantrasyonda bulundukları bir bölgeden
konsantrasyonlarının daha düşük olduğu bir bölgeye göç ederler[13]. Atomlar yalnızca yüksek sıcaklıkta
ara yüzeyin bir kenarından diğer kenarına difüze olabilirler bunun için gerekli olan sıcaklık genellikle (0.6-0.8T m )
dir. T m buradaki ergime sıcaklığını göstermektedir[14]. Al-Cu ikili denge diyagramına göre Alüminyum bölgesinde
bakırın çözünürlüğü sıcaklığa bağlı değişmekle birlikte 548 °C’de maksimum ağırlıkça %5.65 oranındadır[15]. Bu
orandan sonra Cu oranının artması Şekil 3’de 4. bölgede gösterildiği gibi Al matris içinde AlCu 2 intermetaliği olan θ
fazının oluşumuna, artan Cu oranıyla ile birlikte 2. ve 3. gradyan bölgelerinde ise Al fazı kaybolarak θ+η2 fazlarının
oluştuğu söylenebilir.
Bütün bunlarla birlikte Cu taneciğinden farklı konstrasyonlarda Al matris içine yayınan Cu atomlarının, Cu içine
yayınan Al atomlarından çok daha fazla olduğu ve yayınmanın Cu dan Al matrise doğru olduğu açıkça görülmüştür.
Bunun nedeni olarak Cu atomlarının çaplarının (2.556 Å), Al atom çaplarından (2.886 Å) daha küçük olması, ve
küçük çaplı atomların yayınım hızlarının büyük atomlardan daha hızlı olması söylenebilir[16]. Bu durum sebebiyle Al
içinde Cu’ın yayınım bölgesi büyümektedir. Bakır tarafında ise geçiş bölgesinin dar olmasına neden olmaktadır[17].
Bu mekanizmaların meydana getirdiği Al içinde Cu’ın hızlı kütlesel yayınımı Şekil 2’de okla gösterilen Cu taneciğinin
çevresindeki kütle kaybını ve aynı zamanda sıcak preslenen bu numunelerin 2, 4, 6 ve 10 saatlik difüzyon/sinterleme
tavlaması sürecinde Cu’ın büyük oranda Al içine kütlesel yayınımı sebebiyle oluşan gözenekleri meydana getirmiştir.
Şekil 4’de açıkça görülen ve Cu taneciklerinin neredeyse tamamen yayınımıyla meydana gelen gözeneklerin
varlığı Kirkendall etkisiyle açıklanır[18]. Yukarıda bahsedilen yayınım etkileriyle oluşan Kirkendall etkisiyle ve artan
difüzyon/sinter tavlaması ile birlikte Cu parçacıklarının boyutlarına yakın (

3.2 Yoğunluk Değişimleri
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 4. 2 saat difüzyon/sinter tavlaması sonrasında oluşan boşluklar.
Üretilen numunelerin tavlama öncesi ve sonrası ölçülen yoğunluk değerleri Şekil 5’de verilmiştir. Sıcak presleme ile
üretilmiş numunelerin yoğunluğu %99 civarındadır. Ancak artan difüzyon/sinter tav süresiyle birlikte numunelerin
yoğunluk oranlarında azalma belirlenmiştir. Özellikle 2 saat tavlama sonundaki yoğunluk düşüşü önemli miktardadır.
Kirkendall etkisinin özellikle tavlama sürecinde belirginleştiği yukarıda açıklanmıştır. Bu süreçte, Al matris
içinde yayınan Cu atomlarının yaklaşık toplam hacin %95’ini oluşturan Al matris hacmini arttıracağı, bununla birlikte
% 4.5 oranındaki Cu partiküllerin oluşturduğu boşluklarda ise büzülme olacağı literatürde belirtilmektedir[19-20].
Numunelerin kütlelerinin sabit olmasına rağmen, tavlanmış numunelerde belirgin oranda oluşan Kirkendal etkisinin
meydana getirdiği bu hacimsel artışın yoğunluk azalmasına sebep olduğu düşünülmektedir.
3.3 Sertlik Değişimleri
Şekil 5. Difüzyon/sinter tav süresine bağlı yoğunluk değişimi.
Sıcak presleme sonrasında üretilen numunelerin tavlama öncesinde elde edilen mikrosertlik değerleri Şekil 6’da
verilmiştir. Bakır parçacığın merkezinde sertlik maksimum (249 HV) iken difüzyon gradyanları üzerinde merkezden
uzaklaştıkça sertlik değeri Al miktarının artması ile azalmaktadır.
Şekil 6. SP sonrası mikrosertlik. Şekil 7. Difüzyon/Sinter tavları sonrası sertlik.
459

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Farklı sürelerde difüzyon tavı uygulanan numunelerin sertlik değişimleri Şekil 7’de verilmiştir. Genel olarak tavlama
süresinin artması ile sertlik değerinin arttığı net olarak görülmektedir. Sıcak preslenmiş numunenin sertliği 38 HV
iken artan tavlama süresi ile 78 HV sertliğe kadar artış meydana gelmiştir. Özellikle 4 saate kadar tavlama süresindeki
artışla artan boşluk/gözenek oranına rağmen Al matris içinde daha düşük konsantrasyon farkı oluşturarak
çözünen Cu miktarının artışı genel olarak numunenin sertliğini de arttırdığı söylenebilir. Bu süreden sonraki numune
sertliğinin 10-15HV aralığındaki sapma ile sabit kaldığı, bu sapmaya ise tavlama süresiyle artan boşluk oranındaki
artışın sebep olduğu düşünülmektedir.
4. SONUÇLAR
Al+%4,5 Cu ön karıştırılmış tozların sıcak preslenmesi ve devamında farklı sürelerde tavlanması ile oluşturulan
Al-Cu alaşımı tozmetal parçalardaki difüzyon sürecinin ve fiziksel özelliklerin araştırıldığı bu çalışmada aşağıdaki
sonuçlar söylenebilir.
1. Ön karıştırılmış Al-Cu tozlarının 200 MPa basınç altında 570 °C sıcaklıkta 20 dakika süre ile preslenmesi sonunda
yaklaşık %99 yoğunlukta TM parça üretimi gerçekleştirilmiştir. Ancak bu süre içinde Al-Cu difüzyonunun
tam olarak gerçekleşmediği ve Cu parçacığının çevresinde (Al matris içinde) çeşitli yoğunluklarda Cu içeren
difüzyon gradyanlarının oluştuğu görülmüştür. Bu gradyanların Cu yoğunluğu bakır tanecikten uzaklaştıkça
azalmaktadır.
2. Sıcak presleme sürecinde Cu’ın alüminyum matrise kütlesel difüzyonu, Kirkendall etkisiyle Cu taneciğin çevresinde
boşluk oluşturmuştur. Devamında, Cu’ın Al içinde tamamen yayınmasını sağlamak için yapılan tavlama
sürecinde Cu taneciklerinin yerini tamamen boşluklar almıştır.
3. Tavlama işlemiyle artan Kirkendall etkisi, üretilen TM numunelerin yoğunluklarının düşmesine sebep olmuştur.
4. Genel olarak artan difüzyon tavı ile birlikte TM numunelerin sertliği de artmıştır.
KAYNAKLAR
1. Bedir, F., “Characteristic Properties of Al–Cu–SiC and Al–Cu–B4C Composites Produced by Hot Pressing Method Under
Nitrogen Atmosphere”, Materials and Design, Vol. 28, pp. 1238–1244, 2007.
2. Hirosawa, S., Sato, T., Kamio, A., Flower, HM., “Classification of the role of microalloying elements in phase decomposition
of Al based alloys”, Acta Mater, Vol. 48, pp. 1797–806, 2000.
3. Bishop, DP., Cahoon, JR., Chaturvedi, MC., Kipouros, GJ., Caley, WF., “On enhancing the mechanical properties of
aluminium P/M alloys”, Mater sci Eng, A290, pp. 16–24, 2000.
4. Veljovic, D., Jokic, B., Petrovic, R., Palcevskis, E., Dindune, A., Mihailescu, I.N., Janackovic, D., “Processing of dense
nanostructured HAP ceramics by sintering and hot pressing”, Ceramics International, Vol. 35, pp. 1407–1413, 2009.
5. Huang, L.J., Geng, L., Li, A.B., Yang, F.Y., Peng, H.X., “In situ TiBw/Ti–6Al– 4V composites with novel reinforcement
architecture fabricated by reaction hot pressing”, scripta Materialia, Vol. 60, pp. 996–999, 2009.
6. Boylu, K.S., Varol, R., Pek, M.A., “Tam Yoğun Ve T/M Çeliklerde Karbon Miktarının Borür Tabakası Kalınlığına Etkisi” TM-
MOB Makina Mühendisleri Odası Konya Şubesi H- Makina .Tasarım ve İmalat Teknolojileri Kongresi 26-27 Eylül 2003
7. Rong, L., Hongqiang,
R., Kai, G., Di, T.,“Research on Preparation of Zr( OH)JB4 C Composite Powder by Different Processes”,
Journal of Rare Earths Vo1. 25, p.340, 2007.
8. Shewmon, P.G., Diffusion in solids, Mc Grow – Hill Book Company, 1964.
9. Adda, Y., Philibert, J., La diffusion dans les solides. Bibliothèque des Sciences et Techniques Nucléaires, Presses Universitaire
de France, Paris, pp. 810–853, 1996.
10. Gökçe, A., Fındık, F., Kurt, A.O., “Microstructural examination and properties of premixed Al–Cu–Mg powder metallurgy
alloy”, Materials Characterization, Vol. 62, pp. 730–735, 2011.
11. Schaffer, G.B., Yao, J.Y., Bonner, S.J., Crossin, E., Pas, S.J., Hill, A.J., “The effect of tin and nitrogen on liquid phase
sintering of Al–Cu–Mg–Si alloys”, Acta Materialia, Vol. 56, pp. 2615–2624, 2008.
12. Fogagnolo, J.B., Amador, D., Ruiz-Navas, E.M., Torralba, J.M., “Solid solution in Al–4.5 wt% Cu produced by mechanical
alloying”, Materials Science and Engineering, A 433, pp. 45–49, 2006.
13. Oğuz, B., Demir Dışı Metaller Kaynağı, Oerlikon Yayını, İstanbul, 468-469 1990.
14. Chen, S., Ke, F., Zhou, M., Bai, Y., “Atomistic investigation of the effects of temperature and surface roughness on diffusion
bonding between Cu and Al” Acta Materialia, Vol. 55, pp. 3169–3175, 2007.
15. Willamson, J.R., “Superplastic Forming Diffusion Bonding of Titanium”, Proc. The Ist. Int. Cant. Materials in Areospace.
2.Konf. No. 10817, pp. 373–394, 1986.
16. Richmond, O., Morrison, H.L., Devenpeck, M.L.,. “Sphere indentation with application to the Brinell hardness test”, Int.
J. Mech. sci, Vol. 16, pp. 75–82, 1974.
17. Callistar, W.D., “Materials Science and Engineering an İntroduction – Diffusion Mechanism”, 5th Edition, The Universty
of Utah Johnwilley, 94-111, 2000.
18. Strandlund, H., Larsson, H., “Prediction of Kirkendall shift and porosity in binary and ternary diffusion couples”, Acta
Materialia, Vol. 52, pp. 4695–4703, 2004.
19. Srinivasan, D., Subramanian, P.R., “Kirkendall porosity during thermal treatment of Mo–Cu nanomultilayers”, Materials
Science and Engineering, Vol. 459, pp. 145–150, 2007.
20. Hermans, M.J.M., Biglari, M.H., “ void formation by Kirkendall effect in solder joints”, Netherlands, December
2006.
460

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MANYETİK NİKEL DEMİR ALAŞIMLARININ
MİKRODALGA SİNTERLEME YÖNTEMYLE ÜRETİLMESİ
Derya Erdem, Arcan F. Dericioğlu
Orta Doğu Teknik Üniversitesi, Metalurji ve Malzeme Müh. Böl
deryae@metu.edu.tr, arcan@metu.edu.tr
öZET
Mikrodalga sinterleme yöntemi, öncelikli olarak seramik parçaların üretiminde hızlı ve üniform ısıtma sağlaması,
malzemelerin teorik yoğunluğuna daha yakın değerlerde ve daha iyi mikroyapılarda elde edilebilmesi sebebiyle
kullanılmıştır. Ancak, hacimli metalik parçaların mikrodalgaları yansıtıcı özellikleri sebebiyle, uygulama alanı seramik
üretim süreçleriyle sınırlı kalmıştır. Ancak, toz metalurjik parçaların; çoğunlukla mikroldaga etkileşim kalınlığı ile
orantılı büyüklüklerde tozlardan oluşmasından ötürü, mikrodalgalar ile verimli bir şekilde etkileşerek mikrodalga
enerjisini soğurabildikleri ve mikrodalgalarla hacimsel olarak ısıtılabildikleri görülmüştür. Bunun yanısıra, mikrodalga
enerjisi ile sinterlenerek üretilen toz metalurjik parçaların, konvansiyonel yöntemle sinterlenen karşıtlarından
daha az enerji kullanılarak, daha düşük sinterleme sıcaklık ve sürelerinde, iyileştirilmiş mekanik özellikler ve
gözenek morfolojileriyle üretilmesinin mümkün olduğu anlaşılmıştır. Bu çalışmada, manyetik özelliklere sahip toz
metalurjik Ni-Fe (Nikel-Demir) alaşımları hem mikrodalga sinterleme yöntemiyle hem de konvansiyonel yöntemle
üretilmiş ve üretilen alaşımlar oluşan fazlar ile mikroyapısal ve manyetik özellikler bakımından karakterize edilerek
konvansiyonel yönteme kıyasla incelenmiştir. Literatürde bulunan pek çok çalışmadan farklı olarak, bu çalışma
kapsamında mikrodalga sinterleme yönteminin toz metalurjik numunelerin mikroyapısal ve mekanik özelliklerinin
yanısıra, yumuşak manyetik özelliklerine etkisi de incelenmiştir.
Anahtar Kelimeler: Mikrodalga sinterleme, nikel-demir alaşımları, mekanik özellikler, manyetik özellikler.
ABsTRACT
In this study, soft magnetic Ni-Fe permalloy compacts were consolidated through microwave and conventional
sintering routes at combinations of various sintering temperatures and compaction pressures. Sintered alloys
were characterized in terms of their densification, microstructural evolution as well as magnetic and machanical
properties. The effect of sintering method in terms of the applied sintering parameters on the final properties of
the compacts were investigated in a comparative manner. It was determined that microwave sintered permalloys
are superior compared to their conventionally sintered counterparts in densification response, microstructural
characteristics such as pore shape and distribution as well as mechanical properties. However, permeabilities
of the microwave sintered permalloys were inferior to their conventionallty sintered counterparts possibly due to
microstructural refinement associated with microwave sintering route.
Keywords: microwave sintering, nickel-iron alloys, mechanical properties, magnetic properties
1.GİRİŞ
Yumuşak manyetik malzemeler, transformatör çekirdekleri, manyetik kayıt cihazları vb gibi elektrik ve
telekominikasyon endüstrilerinde geniş bir uygulama alanına sahiptir [1]. Yumuşak manyetik malzemeler içerisinde,
kütlece %80 Nikel içeren Nikel-Demir (Ni-Fe) alaşımları, yüksek manyetik geçirgenlikleri nedeniyle büyük bir önem
arzetmektedir. Hacimli Ni-Fe alaşımları, 2kHz’e kadar olan frekanslara kadar olan uygulamalarda tercih edilirken;
daha yüksek frekanslardaki uygulamalarda eddy akımlarından kaynaklanan AC kayıplarını azaltmak için toz
metalurjik Ni-Fe alaşımları kullanılmaktadır [1].
Toz metalurjik yöntem, AC kayıplarının azaltılmasının yanısıra, kompleks geometrilerde parçaların azalan
gözeneklilik yüzdesi, homojen ve küçük boyuttaki tanelerden oluşan mikroyapılarda elde edilmesi olanaklarını
461

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
da sağlamaktadır. Ayrıca, sinterleme aşamasının kontrolü aracılığıyla, toz metalurjik parçalar son şekillerine
yakın halde minimal çekinti ile üretilebilirler [2-3]. Toz metalurjik parçaların sinterlenmesi yaygın olarak elektrikli
konvansiyonel fırınlarda gerçekleştirilmektedir. Isı enerjisinin fırının ısıtıcı elemanlarından numunelerin yüzeyine
radyasyon ve konveksiyon meaknizmaları ile iletimi esasına dayanan bu yöntemde, ısıl gerilmeleri ve çatlamaları
önlemek aracılığıyla, oldukça düşük ısıtma hızları ve ara duraklamalar tercih edilmektedir. Bu nedenle, hem işlem
süreleri ve enerji sayfiyatları artmakta, hem de numunelerin yüksek sıcaklıklara daha uzun süreler maruz kalması
sebebiyle, mikroyapısal irileşme ve tane boyutunda artış meydana gelmektedir.
Toz metalurjik alaşımların, hacimli karşıtlarından farklı olarak, mikrodalgalar ile verimli bir şekilde etkileşebilmeleri ve
hacimsel olarak ısıtılabilmeleri sayesinde, toz metalurjik alaşımlar mikrodalga sinterleme yöntemiyle konvansiyonel
yönteme kıyasla azalan işlem süreleri ve enerji sayfiyatları ile, artan sinterlenmiş yoğunluklarda, azalan gözeneklilik
yüzdeleri ve tane boyutları ile iyileştirilmiş mekanik özelliklerde, artan korozyon ve aşınma dayançları ile
üretilebilmektedir [4-12].
Bu çalışmada, yumuşak manyetik özellikler gösteren toz meta metalurjik Ni-Fe alaşımları hem mikrodalga
sinterleme hem de konvansiyonel yöntemle değişen sinterleme sıcaklıklarında üretilmiş, değişen sinterleme süreç
parametrelerinin ve sinterleme yönteminin numunelerin yoğunlaşım, mikroyapısal ve manyetik özelliklerine etkisi
de incelenmiştir. Ayrıca, bu çalışmada, literatürde bulunan önceki çalışmalara ek olarak, mikrodalga sinterleme
yönteminin toz metalurjik alaşımların yumuşak manyetik özelliklerine de etkisi incelenmiştir.
2. DENEYsEL YöNTEM
2.1. Pelet Hazırlama
Ni ve Fe tozları (Ni: %99,99 saflık, 7-10μ parçacık boyutu, Şekil 1a, Fe: %99,99 saflık, 10 μm’den küçük parçacık
boyutu, Şekil 1b) kütlece 4:1 oranında olacak şekilde tartılmış ve istenilen oranda homojen bir karışım elde etmek
amacıyla izopropilalkol (IPA) ortamında elde karıştırılmıştır. Karışımın kurumasını takiben, tozlar iki eksenli soğuk
sıkıştırma yöntemiyle 200 MPa sıkıştırma basıncı kullanılarak şekillendirilmiş ve daha sonra maksimum preslenmiş
yoğunluğa ulaşabilmek amacıyla, soğuk izostatik presleme yöntemiyle 1500 bar altında sıkıştırılmıştır. Sıkıştırma
işlemi sonrası, disk şeklindeki geometriye sahip 15 mm çaplı ve ortalama 4,5 mm yükseklikli peletler, %71 sinterleme
öncesi yoğunlukla elde edilmiştir.
Şekil 1a. Çalışmada kullanılan Ni tozunun taramalı
elektron mikroskobu görüntüsü.
2.2. sinterleme
Üretilen peletler, mukavemet artışı ve pekleşme sağlamak amacıyla sinterleme sürecine tabi tutulmuştur. Sinterleme
işlemi, Ni-Fe alaşımları korozyona görece dayanıklı olduklarından herhangi bir koruyucu atmosfer kullanımına
gerek duyulmaksızın 1200, 1225 ve 1250 0 C sıcaklıklarda 45 dakika süreyle 4,8 kW gücündeki mikrodalga fırın
(MKH-4.8???, Linn High Therm GmbH, Eschenfelden, Germany) kullanılarak gerçekleştirilmiştir. Toz metalurjik
numunelerin oda sıcaklığında mikrodalgalar ile verimli bir şekilde etkileşememelerinden dolayı, verimli etkileşim
sıcaklıklarına ön ısıtma sağlamak amacıyla 63μm’lik β-SiC tozu kullanılmıştır. SiC yüksek kayıp tanjantı sebebiyle
oda sıcaklığından itibaren elektromanyetik dalgalar ile etkin olarak etkileşerek ısınmakta ve ön ısıtma amacıyla
“susceptor” malzeme olarak sıklıkla kullanılmaktadır. Mikrodalga sinterleme sırasında, ısı kayıplarını engellemek
amacıyla tasarlanan alümina fiber-bord yalıtım malzemeleri ve alümina krozelerden oluşan izolasyon kafesi, Şekil
2a ve 2b’de gösterilmektedir. Mikrodalga sinterleme yöntemiyle üretilen numunelerin karakterizasyonu esnasında
kıyaslama yapabilmek amacıyla, aynı koşullarda hazırlanan peletler konvansiyonel sinterleme yöntemiyle de aynı
sinterleme parametreleri kullanılarak üretilmiştir.
462
Şekil 1b. Çalışmada kullanılan Fe tozunun taramalı
elektron mikroskobu görüntüsü.

Şekil 2a. Mikrodalga sinterleme izolasyon
kafesi.izolasyon kafesi.
2.3. Malzeme Karakterizasyonu
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Yoğunluk Ölçümü: Sinterleme süreci sonrasında elde edilen numuneler, yüzeylerinde bulunan oksit tabakasının
giderilmesi amacıyla kaba zımparalandıktan sonra, 24 saat süreyle ksilende bekletilmiş ve daha sonra “Arşimet
Yöntemi” kullanılarak deneysel yoğunlukları ölçülmüştür. Elde edilen sonuçların çalışılmakta olan Ni-Fe alaşımının
teorik yoğunluğuna (hacimli nikel ve demir metallerinin yoğunluklarının kütlece yüzdelerine göre oranlanmasıyla
elde edilen yoğunluk değeri) oranlanmasıyla ulaşılan %yoğunlaşım değerleri belirlenmiştir.
Faz Analizi: Sinterlenen alaşımlar X ışınları kırınımı (XRD) yöntemiyle10°-90 ° aralığında 2°/dak. tarama hızıyla
oluşan fazlar bakımından incelenmiştir.
Mikroyapı Analizi: Mikrodalga ve konvansiyonel sinterleme süreçleriyle üretilen alaşımların metalografik olarak
parlatılmış ancak dağlanmamış yüzeyleri gözeneklilik yüzdeleri ve gözenek morfolojilerinin incelenebilmesi
amacıyla, Taramalı Elektron Mikroskobu kullanılarak incelenmiştir. Elde edilen mikroyapılar yardımıyla mikrodalga ve
konvansiyonel sinterleme yöntemlerinin %gözeneklilik ve gözenek morfolojileri üzerindeki etkileri karşılaştırılmıştır.
Manyetik Karakterizasyon: Titreşimli Örnek Manyetometresi (VSM) (EasyVSM EV10, ADE Electronics, Wisconsin,
USA) kullanılarak, alaşımların manyetik özellikleri ölçülmüş ve mikrodalga sinterleme yönteminin manyetik özelliklere
etkisi konvansiyonel yönteme kıyasla incelenmiştir.
3. BULGULAR VE TARTIŞMA
Mikrodalga enerjisi ve SiC tozlarının sağladığı ısıtma sayesinde, mikrodalga sinterleme süreci esnasında 30 0 C/dk’yı
geçen ısıtma hızları ile numuneler sinterleme sıcaklıklarına ısıtılabilirken, konvansiyonel yöntemde ısıtma hızı 10 0 C/
dk’yı geçememiştir. Bu bağlamda, mikrodalga sinterleme yöntemiyle, konvansiyonel yönteme kıyasla toz metalurjik
numuneler azalan işlem süreleri ve maliyetleri ile üretilebilmiştir.
Şekil 2de mikrodalga (MW) ve konvansiyonel (C) sinterleme yöntemi ile üretilen numunelerin sinterleme sonrası
yoğunluk – sinterleme sıcaklığı eğrileri incelendiğinde; aynı koşullarda mikrodalga sinterleme yöntemiyle üretilen
numunelerin konvansiyonel karşıtlarından daha yüksek yoğunluklara eriştiği görülmektedir. Bunun yanısıra,
konvansiyonel sinterleme yöntemiyle üretilen numunelerin sinterlenmiş yoğunluklarının, 1250 0 C’de optimize
olduğu, ve artan sinterleme sıcaklıkları ile düşüş gösterdiği saptanmıştır. Bu durumun, tane büyümesi, gözeneklerin
birleşmesi ve tane sınırlarının oksitlenmesinden ileri geldiği düşünülmektedir. Mikrodalga sinterleme yöntemiyle
üretilen numunelerde ise, sinterlenmiş yoğunlukların sinterleme sıcaklıkları ile arttığı görülmüştür. İki yöntem
arasında gözlemlenen bu farklılığın, mikrodalga sinterleme yöntemiyle sağlanan hızlı ve hacimsel ısıtmadan
kaynaklandığı düşünülmektedir. Mikrodalga sinterleme yöntemiyle oldukça hızlı olarak sinterleme sıcaklığına
ısıtılan numuneler, konvansiyonel yönteme kıyasla azalan tane boyutuna sahip olduklarından, sinterleme esnasında
atomların kolaylıkla difüzyon yapabileceği daha fazla yüzey alanı bulunmakta ve mikrodalga sinterleme yöntemi ile
aynı koşullarda konvansiyonel yönteme kıyasla daha yüksek yoğunluklara erişilebilmektedir. Ayrıca, sinterleme
süreci mikrodalga sinterleme yöntemi ile daha kısa olduğundan, tane sınırlarının oksitlenmesinin konvansiyonel
yönteme kıyasla daha az miktarda gerçekleştiği düşünülmektedir.
463
Şekil 2b. Mikrodalga sinterleme
düzeneginin x-x’ kesiti

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 2. Mikrodalga (MW) ve konvansiyonel (C) sinterleme yöntemiyle 1200, 1250 ve 1300°C sıcaklıklarda üretilen
numunelerin sinterlenmiş yoğunluk – sinterleme sıcaklığı grafiği
Numunelerin taramalı elektron mikroskobu ve optik mikroskop aracılığı ile mikroyapısal özellikleri incelendiğinde
ise, mikrodalga sinterleme yöntemi ile üretilen numunelerin, konvansiyonel karşıtlarına kıyasla azalan gözeneklilik
yüzdesi ve tane boyutu ile yuvarlaklaşmış gözenek morfolojileri ile elde edilebildikleri görülmüştür (Şekil 3, Tablo
1). Ayrıca, her iki yöntemle üretilen numunelerde; sinterlenmenin iyi bir derecede gerçekleştiğini gösteren tavlama
çiftleri bulunmaktadır.
Tablo 1. Mikrodalga (M) ve konvansiyonel (K) sinterleme yöntemleriyle 1200, 1250, 1300°C sıcaklıklarda üretilen
numunelerin ortalama tane boyutu değerleri.
Sinterleme Sıcaklığı (°C) Ortalama Tane Boyutu (μm)
M K
1200 96 109
1250 106 135
1300 110 150
Şekil 3. Mikrodalga sinterleme yöntemiyle 1200 (a), 1250 (c) and 1300 °C (e) ve konvansiyonel
sinterleme yöntemiyle1200 (b) and 1250 (d) and 1300 °C (f) sıcaklıkarda üretilen numunelerin taramalı
electron mikroskobu görüntüleri
464

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Numunelerin mekanik özelliklerinin mikrosertlik değerleri üzerinden karakterizasyonu gerçekleştirildiğinde ise (Şekil
4), her iki yöntemle üretilen numunelerin optimum sertlik değerlerine maximum yoğunlaşıma denk gelen sinterleme
sıcaklıklarında ulaştıkları görülmektedir. Bu durum, sinterleme sonrası yoğunlukların toz metalurjik numunelerin
fiziksel özelliklerini belirleyen önemli parametrelerden biri olması sebebiyle, beklenen bir durumdur.
Şekil 4. Mikrodalga (M) ve konvansiyonel (K) sinterleme yöntemleri ile 1200, 1250 ve 1300°C sıcaklıklarda
üretilen numunelerin ortalama mikrosertlik değerleri
Diferansiyel manyetik geçirgenlik eğrileri üzerinden numunelerin manyetik özellikleri incelendiğinde ise (Şekil 5 a-b),
her iki metodlar üretilen numunelerin, daha düşük sıcaklıklarda üretildiklerinde daha yüksek manyetik geçirgenlik
değerlerine ulaştıkları görülmektedir. Düşük sıcaklıklarda toz metalurjik alaşımların ulaştıkları sinterlenmiş
yoğunluk değerleri düşük olmasına rağmen, bu sıcaklıklarda bile 100μm’ye yaklaşan ortalama tane boyu değerleri
sayesinde, yüksek sıcaklıklarda etkin olan tane sınırı oksitlenmesi nedeniyle, düşük sıcaklıklarda daha yüksek
manyetik geçirgenlik değerlerine ulaşılabilmiştir. Ayrıca, mikrodalga sinterleme yöntemiyle üretilen numunelerin,
konvansiyonel sinterleme yöntemiyle üretilen karşıtlarına kıyasla daha düşük manyetik geçirgenlik değerlerine
sahip oldukları tespit edilmiştir. Bu durumun, konvansiyonel sinterleme yöntemi sırasında mikroyapısal irileşme ve
ortalama tane boyutundaki artışdan kaynaklandığı düşünülmektedir.
Şekil 5. Mikrodalga (a) ve konvansiyonel (b) yöntemle 1200, 1250, 1300°C sıcaklıklarda üretilen numunelerin
diferansiyel geçirgenlik değerlerinin uygulanan manyetik alanla (H) değişimi
4.SONUÇ
Bu çalışma kapsamında elde edilen bulgular, mikrodalga sinterleme yöntemiyle toz metalurjik yumuşak manyetik
Ni-Fe alaşımlarının konvansiyonel yöntemel kıyasla azalan işlem süreleri ve enerji safiyatları ile, daha yüksek
465

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
sinterlenmiş yoğunluklarda, azalan gözeneklilik yüzdesi ve tane boyutu, iyileştirilmiş mekanik özellikler ile
üretilebildiklerini göstermiştir. Diferansiyel geçirgenlik eğrileri üzerinden numunelerin manyetik karakterizasyonu
yapıldığında ise, sinterleme sonrası çok daha büyük ortalama tane boyutu değerlerine sahip olan konvansiyonel
yöntemle üretilmiş numunelerin, mikrodalga sinterleme yöntemiyle üretilmiş numunelerden daha iyi yumuşak
manyetik özellikler gösterdiği tespit edilmiştir. Ancak, sinterleme sonrası manyetik numunelere tatbik edilecek olan
tane irileştirme tavlaması işlemi nedeniyle, mikrodalga sinterleme yöntemi ile üretilen numunelerin de tane boyutu
artırılacağından, yumuşak manyetik toz metalurjik Ni-Fe numunelerin, azalan işlem süreleri ve artan sinterlenmiş
yoğunluk değerleri ile mikrodalga sinterleme yöntemiyle avantajlı bir şekilde üretilebileceği düşünülmektedir.
KAYNAKÇA
[1] W.F.T. Gale, Terry C, in: Smithells Metals Reference Book, pp. 9-12.
[2] F. Fausto, in: Measurement and characterization of magnetic materials, Elsevier Academic Press, 2004, pp.
62-65.
[3] R.M. German, Powder Metallurgy Science, Metal Powder Industries Federation, 1989.
[4] R.M. Anklekar, K. Bauer, D. Agrawal, R. Roy, Powder Metallurgy, 48 (2005) 39-46.
[5] V.D. Buchelnikov, D.V. Louzguine-Luzgin, A.P. Anzulevich, I.V. Bychkov, N. Yoshikawa, M. Sato, A. Inoue,
Physica B: Condensed Matter, 403 (2008) 4053-4058.
[6] M. Celuch, W. Gwarek, M. Soltysiak, in: 2008 International Conference of Recent Advances in Microwave
Theory and Applications, MICROWAVE 2008, 2008, pp. 404-405.
[7] P. Chhillar, D. Agrawal, J.H. Adair, Powder Metallurgy, 51 (2008) 182-187.
[8] S. Das, A.K. Mukhopadhyay, S. Datta, D. Basu, Bulletin of Materials Science, 31 (2008) 943-956.
[9] H. Katsuki, S. Komarneni, Funtai Oyobi Fummatsu yakin/Journal of the Japan Society of Powder and Powder
Metallurgy, 50 (2003) 745-750.
[10] C. Leonelli, P. Veronesi, L. Denti, A. Gatto, L. Iuliano, Journal of Materials Processing Technology, 205 (2008)
489-496.
[11] K. Saitou, Scripta Materialia, 54 (2006) 875-879.
[12] S. Takayama, G. Link, M. Sato, M. Thumm, in: Conference Digest of the 2004 Joint 29th International
Conference on Infrared and Millimeter Waves and 12th International Conference on Terahertz Electronics,
2004, pp. 729-730.
466

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
AKIM DESTEKLİ SİNTERLEME YÖNTEMİ İLE ÜRETİLEN Al 2 O 3
TAKVİYELİ BRONZ MATRİKSLİ MMK’İN KARAKTERİZASYONU
Mehmet UYsAL Ramazan KARSLIOĞLU, Ahmet ALP
Hatem AKBULUT,
Sakarya Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü
54187 Adapazarı/SAKARYA mehmetu@sakarya.edu.tr
özet
Bu çalışmada bronz (% 90 Cu - %10 Sn) matriks içerisine 80 μm boyutlarında hacimce %10, 20 ve 30
takviyeli alümina (Al 2 O 3 ) ilave edilerek metal matrisli kompozit malzeme (MMK) üretimi amaçlanmıştır.
İstenen bileşimdeki tozlar bilyalı değirmende homojen bir şekilde karıştırılıp basınç altında soğuk olarak
şekillendirilmiştir. Oluşturulan mukavemetsiz malzeme yapısı, yüksek akım ve düşük voltaj kullanılarak
hızlı bir şekilde sinterlenmiştir. Üretilen numunelerin mikro yapı, mikro setlik özellikleri ile oluşan
fazlar ve matriks yapı içersindeki partikül dağılımları Taramalı Elektron Mikroskobu (SEM) kullanılarak
incelenmiştir.
Anahtar Kelimeler: Akım destekli sinterleme, Bronz, SiC, MMK
ABsTRACT
In this study, a bronze matrix (90 wt. % Cu + 10 wt. % Sn) was reinforced with Al 2 O 3 particles
using mechanical alloying and then produced by subsequent rapid current sintering technique. The
mechanically ball milled bronze powders were reinforced with electroless Ni coated 80 μm Al 2 O 3 particles
with different volume fractions of 10 vol. % 20 vol. % 30 vol. % Microstructure of the bronze / Al 2 O 3
composite produced by these techniques have been investigated by means of SEM.
Keywords: current sintering, bronze, Al 2 O 3 , MMC
1.GİRİŞ
MMK’lerin üretim ve kullanımları son 20 yılda teknolojik gelişmelerle birlikte, havacılık, uzay, savunma,
otomotiv, spor ve denizcilik gibi uygulamalarda artış göstermiştir Günümüzde özellikle otomotiv, uzay,
denizcilik, demiryolu taşımacılığı ve spor malzemeleri gibi endüstriyel sanayi alanlarının birçoğunda,
kompozit malzemelerin geleneksel malzemelerin yerine kullanımları gün geçtikçe artarak devam
etmektedir [1, 2]. Bunun nedeni olarak, kompozit malzemelerin özellikle yüksek spesifik mukavemet
(σ/E), spesifik modül (σ/E) ve düşük yoğunluk özellikleri gösterilebilir. Kompozit malzemeler ayrıca
metaller gibi geleneksel malzemelere göre daha düşük yoğunlukları, artan korozyon ve sıcaklık gibi
özellikleriyle birtakım avantajlar sunmaktadır [3].
Partikül takviyeli kompozitler, matriks malzemesinin içerisine takviye malzemesi olarak partiküllerin ilave
edilmesi ile oluşur. Partiküller farklı boyutlarda olabilen, tahmin edilebilir izotropik özellikler sağlayan
malzemelerdir. Ayrıca birçok partikül takviyeli kompozit malzeme iyi mekanik, termal ve tribolojik
özellikleri sebebiyle ilgi çekmekte, çok çeşitli endüstriyel uygulamada kullanılmaktadır. Yaygın olarak
kullanılan partiküller SiC ve Al 2 O 3 olmakla birlikte, TiB 2 , B 4 C, SiO 2 , TiC, WC, BN, ZrO 2 gibi partikül
takviyeler üzerine birçok çalışma yapılmaktadır [4].
Metal matriksli kompozit malzemelerin üretiminde karşılaşılan en temel problem, seramik fazın
ıslatılamaması ve buna bağlı olarak iyi bir bağ oluşturulamamasıdır. Bu problem kompozit malzemelerin
ara yüzey özelliklerini önemli ölçüde etkiler. Ara yüzeyin yapısı kompozit malzemenin özellikleri üzerinde
önemli bir etkiye sahiptir. Takviye fazı ile malzemenin özelliklerinin güçlendirilmesi, matriks ve takviye
467

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
fazı arasındaki ara yüzey bağının gücüne bağlıdır. Güçlü bir ara yüzey bağı, yükün matriksden takviye
fazına doğru transferine izin verir. Bununla beraber malzemenin sertlik, kırılma tokluğu, ısıl genleşme, ısı
iletkenliği sürtünme katsayısı da ara yüzeyin yapısıyla etkilenir. Ara yüzey bağ dayanımını artırabilmek
için kompozit üretim işleminden önce genel olarak üç farklı ön işlem;
-Seramik partiküllere metalik kaplamaların uygulanması,
-Reaktif metallerle metal matrisin alaşımlandırılması,
-Seramik partiküllere ısıl işlem uygulanması, suretiyle sağlanır [5, 6].
Düşük termal genleşme katsayısı, yüksek sertlik, yüksek elastik modül, iyi elektriksel iletkenlik, yüksek
termal iletkenlik, iyi aşınma dayanımı gibi özelliklerinden dolayı bakır esaslı kompozitler, yüksek hibrid
modüllü malzemelerin, elektronik rölelerin, elektrikli yayların, birçok elektrik/elektronik parçaların,
frenlerin, sürtünmeye dirençli malzemelerin üretimi gibi amaçlar için kullanılmaktadır [7, 8].
Bu çalışmada bronz matriks içersine farklı hacim oranlarında Al 2 O 3 tozları ilave edilerek, akım destekli
sinterleme yöntemiyle kompozit malzeme üretilmiştir. Akım sinterleme yönteminin seçilme nedeni,
kısa sürelerde yoğun ve düşük maliyetli kompozitlerin elde edilmesidir. Üretim prosesi uygulanmadan
önce Al 2 O 3 seramik partiküllerinin matriks yapıya daha kolay girmesini kolaylaştıracak ıslatma şartlarını
sağlamak amacıyla yüzeyleri akımsız yöntemle nikel ile kaplanmıştır. Üretilen kompozit malzemelerin
mikroyapı ve sertlik özellikleri incelenmiştir.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
2.1. Malzemeler
MMK malzeme üretiminde matriks malzemesi olarak bronz (%90bakır-%10 kalay), takviye malzemesi
olarak hacimce % 10, 20 ve 30 oranlarında, ortalama 80 μm boyutunda Al 2 O 3 seramik partikülleri
kullanılmıştır.
2.2. Seramik Tozların Akımsız Yöntemle Nikel Kaplanması
Kompozit malzeme üretiminde, metal/seramik partikül ara yüzeyi büyük sorun oluşturmaktadır. Bu
ara yüzey sorununu ortadan kaldırabilmek ve metal ile seramik arasındaki ıslatabilirliği artırmak için,
seramik partiküllerin yüzeyi metal ile kaplanmaktadır. Bu amaçla yapılan çalışmalarda alkali çözeltiler
kullanılmış olup, Al 2 O 3 seramik partiküllerinin yüzeyleri Ni ile akımsız şartlarda kaplanmıştır. Şekil 1 de
kullanılan akım destekli sinterleme yönteminin görüntüsü verilmiştir.
Şekil 1. Akım sinterleme deney düzeneğinin görüntüsü [9]
2.2.1. Kaplama Öncesi Uygulanan Ön Yüzey İşlemleri
Seramik Tozlarının Temizlenmesi: Kaplama yapılacak Al 2 O 3 seramik tozlarının yüzey özellikleri
kaplamanın verimliliği açısından çok önemlidir. Bu yüzden seramik tozların kaplama öncesi yüzeyleri
ultrasonik temizleme cihazında aseton çözeltisi içinde yapılarak, kaplamaya engel olabilecek çeşitli
kirlilikler giderilmeye çalışılmıştır.
Hassaslaştırılma İşlemi: Bu işlemden amaç toz yüzeylerinde kalay iyonlarının adsorbsiyonudur.
Seramik tozlar aseton ile temizlendikten sonra SnCl 2 çözeltisinde belirli sürelerde tutulmak suretiyle
468

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
hassaslaştırma denilen bu işlemin uygulanması suretiyle yüzeyde adsorbe olmuş +2 değerlikli kalay
iyon tabakasının oluşturulmasıdır.
Aktivasyon İşlemi: Bu işlem genellikle hassaslaştırma işlemi akabinde uygulanmaktadır. Bu işlem
sırasında tozlar aktivasyon amacıyla PdCl 2 çözeltisinde belirli bir süre bekletilmektedir. Bu esnada toz
yüzeylerindeki kalayın yükseltgenmesi sırasında açığa çıkan elektronları alarak indirgenen Pd, çok
ince bir tabaka oluşturmaktadır. Tozlar daha sonra 90 o C’de etüvde kurutularak kaplamaya hazır hale
getirilmiştir.
2.2.2.Seramik Tozlarının Nikel İle Kaplanması İşlemleri
Al 2 O 3 seramik tozlarının kaplanmasında kullanılan akımsız nikel kaplama banyosu bileşimi ve
parametreleri Tablo 1’de verilmiştir. Kaplamalar, pH’ı 8 olan alkali çözeltide ve 70 0 C sıcaklıkta
gerçekleştirilmiştir.
2.3. Kompozit Malzeme Üretimi
Tablo 1. Akımsız nikel kaplama banyosu içeriği ve parametreleri
Banyo bileşenleri ve parametreleri Datalar
(45.0 g/l)
NiCl2 Na-citrate (C H Na O . 2H O) 6 5 3 7 2 (100.0 g/l)
NH Cl 4 (50.0 g/l)
sodium hypophosphite 8.0 g/l)
pH 8
Sıcaklık 70oC Süre 10 dak
Partikül miktarı 10 g/l
Bronz matrisli kompozit malzeme üretimi için öncelikle akımsız nikel ile kaplanmış Al 2 O 3 seramik
ve bronz tozları karıştırma işlemine tabi tutulmuştur. Al 2 O 3 tozları hacimce % 10, 20 ve 30 olacak
şekilde bronz matriks içersine ilave edildikten sonra gezegensel bilyalı değirmende karıştırma işlemi
2 saat süreyle gerçekleştirilmiştir. Karıştırma işleminde numune/bilya ağırlıkça oranı 1/15 oranında
olacak şekilde WC bilyeler kullanılmıştır. Bu işlemden sonra tozlar 300 kg/cm 2 ’lik basınç altında 10
dakika süreyle soğuk izostatik preslenerek ham numuneler elde edilmiştir. Akabinde akım destekli
sinterleme yöntemi ile bronz matrisli, hacimce % 10, 20 ve 30 Al 2 O 3 takviyeli kompozit malzemeler elde
edilmiştir. Şekil 1 deki düzeneğe yerleştirilen numune 10 dk süreyle 2,0 V altında ortalama 1200 A akım
etkisinde bırakılmış, malzemenin akıma karşı gösterdiği direnç sonucu açığa çıkan ısıyla hızla yükselen
sıcaklıklarda sinterleme işlemi gerçekleştirilmiştir.
2.4. Kompozit Malzemelerin Karakterizasyonu
Üretilen bronz matrisli kompozit malzemeler metalografik numune hazırlama teknikleri ile sırasıyla 600,
800, 1200 lük elmas zımpara kullanılarak kaba ve ince olarak zımparalanmıştır. Daha sonra elmas
pastalar yardımıyla kaba ve ince parlatma işlemlerine tabi tutulmuştur. Metalografik olarak hazırlanan
yüzeyler daha sonra etanol ile temizlenmiş ve yüzeydeki kirlilikler giderildikten sonra tozların dağılımı
ve morfolojisinin belirlenmesi için JEOL JSM 6060LV marka taramalı elektron mikroskobu (SEM) ile geri
saçılımlı elektron dedektörü kullanılarak incelenmiştir.
Matristeki özellik değişimlerinin tespiti amacıyla üretilen kompozit numunelerin mikrosertlikleri
incelenmiştir. Leica VMHT MOT Mikro sertlik cihazında her bir numune için en az 5 alandan vickers
setlik ölçümleri yapılmış ve 5 ölçümün ortalaması alınmıştır. Öçlümler 15 saniye süre ile 50 gr yük
altında gerçekleştirilmiştir.
3. DENEYSEL SONUÇLAR
3.1. Mikroyapı Çalışmaları
3.1.1. Akımsız Nikel Kaplanmış Numuneler
Kompozit malzeme üretiminden önce Al 2 O 3 seramik toz yüzeyleri akımsız yöntem ile nikel ile kaplanmıştır.
Şekil 2 de Al 2 O 3 seramik tozlarının nikel kaplanmış ve kaplanmamış fotoğrafları görülmektedir. Şekil
469

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2a da kaplanmamış Al 2 O 3 tozlarının temiz yüzeyleri, homojen nikel kaplı Al 2 O 3 seramik tozlarının SEM
resimleri ise Şekil 2b de görülmektedir. SEM resimlerinden görüldüğü gibi Al 2 O 3 seramik tozlarının üzeri
nikel ile başarılı bir şekilde kaplanmıştır. Nikel partikülleri seramik tozlarının yüzeyini homojen şekilde
kaplamış ve tozların keskin köşelerinde yoğun olarak birikmiştir. Şekil 2c deki EDS analizinde ise Al 2 O 3
seramik tozlarının üzerinin Ni-P ile kaplandığı açık bir şekilde görülmektedir.
Şekil 2. a)Kaplanmamış Al 2 O 3 seramik tozları, b)Ni kaplanmış Al 2 O 3 seramik tozları, c) Ni kaplanmış
Al 2 O 3 seramik tozların EDS analizi.
3.1.2. Kompozit Malzemeler
Bronz matrisli kompozit malzemeler, bronz içersine hacimce %10 % 20 ve %30 oranlarında Al 2 O 3
takviyesi yapılmak suretiyle ve akım destekli sinterleme yöntemi kullanılarak üretilmiştir. Sinterleme
işlemi bütün malzemeler için 1200 A akım altında ve 10 dak. süre ile gerçekleştirilmiştir. Farklı hacim
oranlarında Al 2 O 3 ile takviye edilmiş kompozit malzemelerin SEM görüntüleri Şekil 3’de verilmiştir. Bronz
matrisli kompozit malzemelerin mikroyapı çalışmalarında Al 2 O 3 seramik partiküllerinin bronz matris
içerisine homojen olarak dağıldıkları görülmektedir. Al 2 O 3 seramik partiküllerin matris içersine homojen
dağılımını, Al 2 O 3 partikülleri ile matris malzemesi arasında arayüzey bağının iyi olması ve alaşım
tarafından Al 2 O 3 partiküllerinin iyi ıslatabilirliliği sağlamıştır. Seramik partikülleri ile matris arasındaki
arayüzeyin görünümünün de çok iyi olduğu söylenebilir. Ayrıca artan partikül hacim oranıyla yapıya
daha büyük partikül girmesine rağmen matris partikül fazı uyumunun bozulmadığı, partikül dağılımı ve
homojenliğinin sağlandığı da görülmektedir.
Şekil 3. Bronz matrisli kompozit malzemelerin SEM görüntüsü:a) %10 Al 2 O 3 , b) %20 Al 2 O 3 ,
c) %30 Al 2 O 3
470

3.2. Sertlik Ölçümleri
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Numunelerin sertlik ölçümleri mikro-sertlik cihazında Vickers sertlik yöntemi kullanılarak yapılmıştır.
Sertlik değerleri, metalografik olarak hazırlanmış numunelerden 50 gr yük altında 15 sn süreyle ve 5
farklı ölçümün aritmetik ortalaması alınarak yapılmıştır.
İncelenen kompozitlerin sertlik değerleri Şekil 4 de verilmiştir. Takviye edilen Al 2 O 3 seramik tozların
hacım oranları sonucu yapıya giren partikül miktarı arttıkça kompozit malzemenin sertliğinde artış
görülmektedir. Kompozit malzemelerde en yüksek sertlik, % 30 hacimce Al 2 O 3 ilave edilen malzemede
elde edilmiştir. Bunun sebebi bronz matrisin içindeki sert Al 2 O 3 seramik partiküllerinin bulunmasından
dolayı matris takviye fazı arayüzeyinde dislokasyon yoğunluğunun artması ve partikülerin dispersiyon
sertleşmesi etkisi yapmasıdır. Böylece partiküller ana metal fazına göre daha sert malzemeler olarak
kompozit yapının sertliğine direkt olarak takviye yapmaktadır.
Şekil 4. Bronza Al 2 O 3 ilavesiyle sertlikte meydana gelen değişim
4.SONUÇLAR
Akım destekli sinterleme yöntemi kullanılarak Al 2 O 3 takviyeli kompozitler kısa sürede başarılı bir şekilde
üretilmiştir. Takviye fazı ile matris arasındaki ara yüzeyi iyileştirmek için Al 2 O 3 seramik tozların yüzeyleri
akımsız nikel ile homojen bir şekilde kaplanmıştır. Bronz matris içersine 80 μm boyutunda hacimce
%10, %20 ve %30 oranlarında Al 2 O 3 takviye fazı ilave edilerek akımla sinterleme yöntemiyle kompozit
malzemeler üretilmiştir. Al 2 O 3 partikülleri matris içersine homojen olarak dağılarak başarılı bir kompozit
üretilmiştir. Matris içersine ilave edilen Al 2 O 3 partiküllerinin miktarı arttıkça kompozit malzemenin
sertliğinde artış meydana gelmiştir.
KAYNAKLAR
1. Altınsoy İ Alümina Takviyeli Bakır Kompozitlerin Üretimi Ve Karakterizasyonu Yüksek Lisans Tezi, ,
Sakarya Üniversitesi, Fen Bilimleri Enstitüsü, 2009
2.Kılıç F. Elektrolitik Nano Sic Partikül Takviyeli Nikel Kompozitlerinin Özellikleri Yüksek Lisans Tezi, ,
Sakarya Üniversitesi, Fen Bilimleri Enstitüsü, 2008
3.Sur, G., Sahin, Y., Gökkaya, H., Ergimis Metal Karıstırma ve Basınçlı Döküm Yöntemi ile Alüminyum
Esaslı Tanecik Takviyeli Kompozitlerin Üretimi, J. Fac. Eng. Arch. Gazi Univ.,Vol.20, 2, 233-238,
2005
4.Gültekin, D., Metal matrisli kompozit fren diski balatası üretimi ve karakterizasyonu, Yüksek Lisans
Tezi, , Sakarya Üniversitesi, Fen Bilimleri Enstitüsü, 2007
5. Yıng, D. Y., Zhang, D.L., Processing of Cu-Al2O3 metal matrix nanocomposite materials by using
high energy ball milling, Materials Science & Engineering A, Vol. 286, pp. 152-156, 2000
6.Aslan, S., SiC ve Grafit takviyeli çinko alüminyum hibrit kompozit malzemelerin asınma
davranıslarının incelenmesi, Doktora Tezi, Sakarya Üniversitesi, Fen Bilimleri Enstitüsü, 2005
7.Tjong S.C. Lau K.C. Tribological behaviour of SiC particle-reinforced copper matrix composites
Materials Letters Vol. 43 pp 274–280 2000
8.Ramesh C.S. , Noor Ahmed R. , Mujeebu M.A. , Abdullah M.Z. Development and performance analysis
of novel cast copper–SiC–Gr hybrid composites Materials and Design Vol.30 pp 1957–1965(2009)
9. Karslioğlu R., Uysal M., Alp A., Akbulut H., Current Actıvated Sınterıng Of Bronze Hybrıd Mmcs
Coatıngs On Steel Substrates 5th International Powder Metallurgy Conference October 8-12, 2008
Ankara – TURKEy
471

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Cu + % 5 Al/ Cr 3 C 2 TOZU İLE KAPLANAN TABAKALARIN YAPIŞMA
MUKAVEMETİ VE YÜZEY PÜRÜZLÜLÜĞÜNÜN İNCELENMESİ
serkan öZEL* ve Hüseyin TURHAN **
*Bitlis Eren Üniversitesi, Mühendislik ve Mimarlık Fakültesi, Makina Mühendisliği Bölümü, 13000,
Bitlis, sozel@beu.edu.tr
** Fırat Üniversitesi, Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, 23119, Elazığ, hturhan@firat.edu.tr
öZET
Bu çalışmada, Cu + 5 % Al toz karışımı içerisine farklı yüzdelerde ilave edilen Cr 3 C 2 tozları, atmosferik
plazma püskürtme tekniği kullanılarak Cu alaşımı yüzeyine kaplanmıştır. Cu + 5 % Al içerisine % 5, % 10
ve % 20 Cr 3 C 2 oranları kullanılarak yapılan kaplamalarda Cr 3 C 2 ’ün yüzeye yapışma mukavemeti ve yüzey
pürüzlülüğüne olan etkisi incelenmiştir. Bu amaçla, kaplanan tabakalara çekme deneyi uygulanmış
ve yüzey pürüzlülük değerleri ölçülmüştür. Deney sonuçları incelendiğinde, Cu + 5 % Al/ Cr 3 C 2 tozları
ile kaplanan tabakaların yapışma mukavemetleri arayüzey bağlanmasının az olmasından dolayı düşük
seviyelerde çıkmıştır. Cr 3 C 2 ilavesine bağlı olarak yüzey pürüzlülüğü değerinin arttığı tespit edilmiştir.
Anahtar Sözcükler: Plazma Püskürtme, Cr 3 C 2 tozu, Yapışma mukavemeti, Pürüzlülük.
THE INvEsTIGATION OF BONDING sTRENGHT AND sURFACE
ROUGHNESS OF COATİNG LAYERS WITH Cu + 5 % Al/ Cr 3 C 2
POWDERs
ABsTRACT
In this study, the Cr 3 C 2 added at different concentrations (5, 10 and 20 wt.%) to the Cu + 5 % Al content
powders were coated on the surface of Cu alloy by using the atmospheric plasma spraying (APS)
method. The effect of Cr 3 C 2 on bonding strenght and surface roughness was examined in four different
coatings. For this aim, bonding strenght and surface roughness values were measured. The results
showed that the bonding strenght of coating layer with Cu + 5% Al / Cr 3 C 2 powders are low because of
the low interfacial adhesion. The surface roughness values were increased depending on the addition
of Cr 3 C 2 .
Keywords: Plasma Spraying, Cr 3 C 2 powder, Bonding strenght, Roughness.
1. GİRİŞ
Gelişen teknoloji ile metal ve alaşımlarının yüzeyleri, yüksek sıcaklık, aşınma ve korozyon dayanımını
arttırmak amacı ile çeşitli kaplama işlemlerine tabi tutulmaktadır. Isıl püskürtme kaplama teknikleri, tel
veya toz halindeki kaplama malzemelerinin bir püskürtme tabancasında taşıyıcı, yanıcı ve yakıcı gazların
eşliğinde püskürtülerek altlık üzerinde biriktirilmesi ve koruyucu tabakanın elde edilmesi esasına
dayanan işlemlerdir [1]. Toz püskürtmede, ince toz parçacıklar yüksek ısı kaynağının içinden geçerek
ergimiş ya da yarı ergimiş duruma gelirler. Ergiyen kaplama malzemesi kaplanacak olan parçanın soğuk
olan yüzeyine püskürtülür. Yüzeye darbe etkisiyle çarpan tanecikler, düzleşmekte ve esas metale olan
ısı transferi ile soğuyarak katılaşmaktadır. Birbirleri ile temas haline gelen bu tanecikler malzeme yüzeyinde
kaplama tabakasını meydana getirmektedirler [2]. Metallerden ve oksitlerden, oksit seramik ve
472

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
camsı metallere kadar geniş bir dağılım aralığındaki malzemeleri içeren ısıl püskürtme kaplamaları, ana
malzemenin beklenilmeyen ve gereksiz olan hasarından dolayı başta üreticiler olmak üzere herkesin
dikkatini çekmektedir. Parçayı tamamen yenilemek için gerekli olan masrafın az bir kısmı ile ve çeşitli ısıl
püskürtme yöntemleri ile uygulanan yeni yüzey malzemesi, bu tür parçalara ilave ömür kazandırmaktadır
[3]. Plazma püskürtme yöntemi, ısıl püskürtme tekniklerinin içerisindeki kaplama yöntemlerinden
bir tanesidir. Plazma püskürtme yöntemi ile ısıl bariyer, aşınma direnci, korozyon direnci geliştirilmiş ve
biomedikal amaçlı özel kaplamalar yapılabilmektedir [4, 5, 6].
Sert krom kaplamalar, mühendislik uygulamalarında (havacılık, otomotiv, denizcilik vb.) kullanılan valf,
piston, çubuklar ve birçok diğer parçalar gibi kritik mekanik bileşenlerin yüzey özelliklerini geliştirmede
yaygın olarak kullanılmaktadır [2]. Krom karbür, son derece sert olan refrakter bir seramik malzemedir.
Krom karbür, metal malzemelerin yüzeylerinin sert olmasının, korozyona ve aşınmaya karşı dayanıklı
olmasının istenediği yerlerde ısıl püskürtme malzemesi olarak kullanılmaktadır [7,8, 9].
Bu çalışmada, Cu alaşımı yüzeyine Cu + 5 % Al/ Cr 3 C 2 tozları plazma püskürtme yöntemi ile kaplanmıştır.
Kaplama deneyleri sonunda numunelerde, kaplama tabakasının yüzeye yapışma mukavemeti
ve kaplama sonrası yüzey pürüzlülük değerlerine farklı oranlarda ilave edilen Cr 3 C 2 ‘ün etkisi araştırılmıştır.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Alt malzeme olarak kullanılan Cu alaşımı, % 5 Al, % 2 Fe ve % 2 Ni katkı oranlarının bakır içerisine
katılmasıyla meydana gelmiştir. 100 x 20 x 5 mm ölçülerinde hazırlanan bakır alaşımı numuneler, yüzey
pürüzlülüğünün sağlanması amacı ile 60 PSI’lik basınç altında Al 2 O 3 kullanılarak yüzey pürüzlendirme
işlemine tabi tutulmuştur. Yüzey pürüzlendirme işlemine tabi tutulan numunelerin yüzeylerine, Cu + %5
Al içerisine farklı yüzdelerde ilave edilen Cr 3 C 2 tozları ile elde edilen toz karışımları kaplanmıştır. Bu toz
karışımlarına ait karışım yüzdeleri Tablo 2’de verilmiştir. Kaplama tabakasına ilave edilen Cr 3 C 2 + 7 %
(Ni20Cr) tozun SEM fotoğrafı Şekil 1’de görülmektedir.
Tablo 1. Cu + % 5 Al tozu ve Cr 3 C 2 tozunun (%) karışım oranları.
Numuneler Kaplama Tozları (%) Karışım Oranları
Cu + % 5 Al *Cr 3 C 2
A1 100 0
A2 95 5
A3 90 10
A4 80 20
* Cr 3 C 2 tozu METCO 430NS kodu ve Cr 3 C 2 + 7 % (Ni20Cr) bileşimi ile standart bir tozdur.
Şekil 1. Cr 3 C 2 + % 7 (NiCr) tozunun SEM fotoğrafı.
Plazma püskürtme kaplama işlemleri atmosferik plazma püskürtme kaplama ünitesindeki 3 MB tabancasının
elle kullanılarak uygulanması ile gerçekleştirilmiştir. Plazma püskürtme yönteminin şematik görünüşü
Şekil 2’de verilmiştir. Kaplamada kullanılan plazma püskürtme parametreleri Tablo 2‘de verilmiştir.
473

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 2. Plazma püskürtme kaplama sisteminin şematik görünüşü.
Tablo 2. Cu + Al + % Cr 3 C 2 karbür karışımı tozlarına ait kaplama parametreleri.
Parametreler Cu + Al + Cr 3 C 2 Tozu
Akım 400 A
Gerilim 70 V
Sprey Mesafesi 100 mm
Plazma Gazı 145 l/dk Ar
10 l/dk H 2
Taşıyıcı Gaz 37 l/dk Ar
Nozul Çapı 7,6 mm
Toz Besleme Oranı 53 g/dk.
Kaplama sonrası, kaplama tabakalarının üst yüzeylerinden yüzey pürüzlülük ölçümleri Mitutoyo Surftest-211
marka cihazda aynı yüzeyin farklı bölgelerinden ölçümler tekrarlanıp aritmetik ortalaması hesaplanarak
tespit edilmiştir. Kaplama tabakalarının bağ mukavemet değerleri, ASTM C-633 standartına
uygun olarak hazırlanan numuneler ile çekme deneyine tabi tutularak tespit edilmiştir. Çekme deneyi
için 25,4 mm çapında dairesel test kuponları kullanılmıştır (Şekil 3-a). Aynı parametrelerle kaplama işlemine
tabi tutulan çekme deney test kuponları, özel epoksi yapıştırıcılar ile çekme deney başlıklarına yapıştırılmış
ve 2 saat süre ile 200 °C sıcaklıkta bekletilerek kurutma işlemine tabi tutulmuştur (Şekil 3-b).
Kurutma işlemi sonrasında çekme deney başlıkları, Şekil 4’te verilen çekme deney cihazı ile yapışma
mukavemeti testine tabi tutularak kaplama tabakası ile altlık malzeme arasındaki yapışma mukavemet
değerleri tespit edilmiştir.
474

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3. a) Kaplanacak numuneler ve çekme deneyinde kullanılacak test kuponları, b) Çekme testi
deney başlıkları ve test numunesi.
3. DENEYSEL SONUÇLARIN İNCELENMESİ
Şekil 4. Dillon marka çekme deney cihazı.
3.1. Kaplamaların Yapışma Mukavemet Değerleri
Kaplanmış numunelere çekme deneyi sonrası tespit edilen yapışma mukavemetlerine ait grafik Şekil
5’te verilmiştir. Numunelerin yapışma mukavemet değerleri incelendiğinde, plazma püskürtme kaplamalar
için ön görülen mukavemet değerlerinin (34-69 MPa arası) [10] altındaki seviyelerde olduğu görülmüştür.
Yapışma mukavemeti değerlerindeki bu düşüklük, arayüzeyle ilgili olarak Yeşildal ve Güney [11]
tarafından belirtilen, kaplama tabakası ile bakır alaşımından oluşan alt malzeme arasında oksit tabakası
oluşumlarının varlığından ileri gelmektedir (Şekil 6). Plazma püskürtme yöntemi ile gerekleştirilen kaplamalarda,
kaplama esnasında alt malzemenin ısınması söz konusudur. Cu alaşımı alt malzememizin
yüzeyinin genelinde bu ısınmadan dolayı bir oksit film tabakası oluşmaktadır. Cu + % 5 Al + Cr 3 C 2
ile kaplanan numunelerde kaplama tabakası alt malzemeye, yüzeydeki oksit tabakasına bağlı olarak
oluşan gözenekten dolayı tam olarak bağlanamamıştır. Ara yüzeyde gözenekli bir yapı elde edilmiştir.
Arayüzeyde oluşan bu gözenekler, kaplama tabakası ile alt malzemenin yapışma mukavemetini düşürmüştür.
Yapışma mukavemeti en düşük seviyede 7,96 MPa değeri ile Cu + % 5 Al tozu ile kaplanan A1
numunesinde tespit edilmiştir. Cu + % 5 Al toz içerisine ilave edilen Cr 3 C 2 tozu ile yapışma mukavemet
değeri artmıştır. Ara yüzeydeki tutunmaya bağlı olarak en yüksek yapışma mukavemeti 19,16 MPa değeri
ile % 10 Cr 3 C 2 ilaveli A3 numunesinde tespit edilmiştir.
475

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 5. A grubu numunelere ait yapışma mukavemeti değerleri.
Şekil 6. A grubu numunelerde ara yüzeydeki oksite bağlı olarak oluşan gözenekler.
3.2. Kaplamaların Yüzey Pürüzlülüğü Değerleri
Kaplama işleminde numunelerin, kaplama öncesi, yüzey pürüzlendirme işlemi sonrası ve kaplama sonrası
yüzey pürüzlülük değerleri ölçülmüştür (Şekil 7). Ölçümlerde; hehangi bir işlem uygulanmamış
numunede 3,824 μm ve yüzeyi sadece pürüzlendirilmiş numunede de 5,125 μm yüzey pürüzlülük değerleri
tespit edilmiştir. Numune yüzeyine yapılan kaplamalar ile A1, A2, A3 ve A4 numunelerinde farklı
yüzey pürüzlülük değerleri tespit edilmiştir. Yüzeye Cu + % 5 Al tozu kaplanan A1 numunesinde 5,28
μm pürüzlülük değeri elde edilmiştir. % 5 Cr 3 C 2 tozu ilaveli A2 numunesinde yüzey pürüzlülüğü 8,75 μm
ölçülürken; % 10 Cr 3 C 2 tozu ilaveli A3 numunesinde 8,43 μm ve % 20 Cr 3 C 2 tozu ilaveli A4 numunesinde
de 8,13 μm yüzey pürüzlülük değerleri tespit edilmiştir. Şekil 6’da görüldüğü gibi Cu + % 5 Al tozu
ile kaplanan A1 numunesinde; A2, A3 ve A4 numunelerine göre daha iyi bir yüzey kalitesi oluşmuştur.
İlave edilen Cr 3 C 2 ile kaplama tabakasının ergime sıcaklığı olağanüstü yükselmekte, taneciklerin birbiriyle
olan sinterleşmesi kötüleşmekte ve bu da yüzey pürüzlülüğünün bir miktar yükselmesine neden
olmaktadır. A1 numunesinde yüzey pürüzlülüğünün en düşük olması bu numunenin tamamıyla istenen
kalitede olduğunu göstermez. Cu + % 5 Al tozu içerisine ilave edilen Cr 3 C 2 ile yüzey pürüzlülük değeri
artmıştır, fakat ilave edilen Cr 3 C 2 miktarının artması ile yüzey pürüzlülük değeri düşerek yüzey kalitesi
kısmen iyileşmiştir.
Şekil 7. A grubu numunelere ait alt malzeme ve kaplanan numunelerin yüzey pürüzlülük değerleri.
476

4. SONUÇLAR
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Plazma püskürtme yöntemi ile Cu alaşımı yüzeyine Cr 3 C 2 tozlarının kaplanması gerçekleştirilmiştir. Kaplama
işlemi sonrasında numunelere uygulanan yapışma mukavemeti testi sonucunda, alt malzemenin
kaplama esnasında oksitlenmesi ve buna bağlı olarak ara yüzeyde gözenek oluşumunun meydana
geldiği tespit edilmiştir. Bu nedenle kaplama tabakalarının tümünde standart değerlerin altında bir yapışma
mukavemeti değeri ölçülmüştür. En yüksek yapışma mukavemeti A3 nolu numunede 19,16 MPa
değeri ile tespit edilmiştir. Numunelere uygulanan yüzey pürüzlülük testinde, ilave edilen Cr 3 C 2 ile yüzey
pürüzlülük değerinin arttığı ve en düşük yüzey pürüzlülüğünün A1 nolu numunede 5,28 μm değeri ile
oluştuğu görülmüştür.
TEŞEKKÜR
Bu çalışma, FÜBAP-1471 no’lu proje ile maddi olarak desteklenen bir doktora tez çalışmasıdır. Bu
proje ile maddi destek sağlayan Fırat Üniversitesi Bilimsel Araştırma Projeler (FÜBAP) Birimi’ne, kaplamaların
yapılmasında ve çekme deneyinde yardımcı olan THY Teknik A.Ş. ve çalışanlarına sonsuz
şükranlarımızı sunarız.
KAYNAKLAR
1. Ş. Yılmaz, E. Ercenk, C. Bindal, “AISI 316L Çeliği Üzerine Plazma Sprey Yöntemi İle Kaplanmış
Al 2 O 3 ve Al 2 O 3 - % 13 TiO 2 Kaplamaların Özelliklerine Bağ Tabakanın ve Al Katkısının Etkisi”, 13.
Uluslararası Metalurji Ve Malzeme Kongresi, s. 690-696, İstanbul, 2006.
2. S. Özel, Alüminyum alaşımı ve bronzu yüzeyine oksit ve karbür bileşiklerinin plazma sprey yöntemiyle
kaplanmasının araştırılması, Doktora Tezi, Fırat Üniversitesi Fen Bil. Ens., 2009.
3. N. Y. Sarı, E. Kaluç, K. Tülbentçi, “Alevle Isıl Püskürtme Uygulanarak Ç 1050 (C45 E) Çeliğinin
Abrazif + Erozif Aşınma Davranışının İyileştirilmesi”, Kaynak Teknolojisi II. Ulusal Kongresi, s.
177-185, Ankara, 1999.
4. S.B. Mishra, K. Chandra, S. Prakash, B. Venkataraman, “Characterisation and erosion behaviour of
a plasma sprayed Ni3Al coating on a Fe-based superalloy”, Materials Letters, Vol. 59, pp. 3694 –
3698, 2005.
5. G. Bolelli, V. Cannillo, L. Lusvarghi, T. Manfredini, “Glass-alumina composite coatings by plasma
spraying. Part I: Microstructural and mechanical characterization”, surface & Coatings Technology,
Vol. 201, pp. 458–473, 2006.
6. S. Özel, H. Turhan, F. Sarsılmaz, “AA2024 Alüminyum Alaşımı Yüzeyine Al 2 O 3 /Al 2 O 3 +TiO 2 Tozunun
Plazma Sprey Yöntemiyle Kaplanması”, Fırat Üniversitesi Fen ve Mühendislik Bilimleri Dergisi,
20 (3), s. 503-508, 2008.
7. J.M. Guilemany, N. Espallargas, P.H. Suegama and A.V. Benedetti, “Comparative study of Cr 3 C 2 –
NiCr coatings obtained by HVOF and hard chromium coatings”, Corrosion science, Vol. 48, 10,
pp. 2998-3013, 2006.
8. G. C. Ji, C. J. Li, Y. Y. Wang and W.Y. Li, “Microstructural characterization and abrasive wear performance
of HVOF sprayed Cr 3 C 2 –NiCr coating”, surface and Coatings Technology, Vol. 200, 24,
pp. 6749-6757, 2006.
9. N. Espallargas, J. Berget, J.M. Guilemany, A.V. Benedetti and P.H. Suegama, “Cr 3 C 2 –NiCr and
WC–Ni thermal spray coatings as alternatives to hard chromium for erosion–corrosion resistance”,
surface and Coatings Technology, Vol. 202, 8, pp. 1405-1417, 2008.
10. R. C. Tucker, “Thermal Spray Coatings”, Vol. 5: Surface Engineering, AsM Handbook, ISBN:
0-87170-384-2, Ohio, pp. 499-509, 1994.
11. R. Yeşildal, Y.Z. Günay, “Plazma sprey yöntemi ile kaplama ve sprey karakteristiklerinin incelenmesi”,
DEÜ Mühendislik Fakültesi Fen ve Mühendislik Dergisi, 9, 1, s. 59-76, 2007.
477

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MAGNEZYUM BOŞLUK YAPICI KULLANILARAK ÜRETİLEN TiNi
KÖPÜKLERİNDE BASMA VE SÜPERELASTİSİTE DAVRANIŞI
Tarık AYDOĞMUŞ* ve Şakir BOR**
* Yüzüncü Yıl Üniversitesi, Mühendislik Mimarlık Fakültesi, Makina Mühendisliği Bölümü, 65080, Van,
aydogmus@yyu.edu.tr
** Orta Doğu Teknik Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 06531,
Ankara, bor@metu.edu.tr
öZET
Bu çalışmada boşluk yapıcı olarak magnezyum kullanılarak üretilen, % 38-59 gözeneğe sahip Ti-50.6 at %Ni köpüklerinin
basma ve süperelastisite davranışları incelenmiştir. Küresel gözeneklere sahip östenitik TiNi köpükleri
farklı sıcaklıklarda döngüsel olarak basma yüklemesine ve boşaltmaya tabi tutulmuştur. Mukavemet, Young modülü
ve martensit oluşturmak için gereken kritik gerilmenin artan gözenek miktarı ile ters orantılı olduğu bulunmuştur.
Köpüklerin kısmi süperelastisite gösterdikleri gözlemlenmiş, geri kazanılamayan gerinme miktarlarının artan test
sıcaklığı ile azaldığı görülmüştür. Döngüsel yükleme-boşaltma sonrası % 5’e kadar gerinimin tamamıyla geri kazanıldığı
tespit edilmiştir. % 38-51 gözeneklilikteki TiNi alaşımlarının kemik implantasyonu gibi biyomedikal uygulamaların
gerektirdiği mekanik özellikleri karşıladığı sonucuna varılmıştır.
Anahtar kelimeler: TiNi Köpükler, Martensitik Dönüşümler, Süperelastisite, Biyomedikal Uygulamalar, Döngüsel
Basma.
COMPREssION AND sUPERELAsTICITY BEHAvIOR IN TiNi FOAMs
PRODUCED UsING MAGNEsIUM sPACERs
ABsTRACT
In the present study, compression and superelasticity behavior of Ti-50.6 at %Ni foams with porosities in the range
38-59% and produced by use of magnesium powders as space holders were investigated. Austenitic TiNi foams
with spherical pores were subjected to loading-unloading cycles under compression at different temperatures. It
has been found that strength, elastic moduli and critical stress for inducing martensite were inversely correlated
with increasing porosity. Partial superelasticity was observed for all the foams and unrecovered strain was found
to decrease with increasing test temperature. Strains up to 5% were recovered fully after cyclic loading-unloading.
TiNi foams produced with porosities in the range of 38-51% meet the main requirements of biomaterials in terms of
mechanical properties for use as bone implant.
Keywords: TiNi Foams, Martensitic Transformations, Superelasticity, Biomedical Applications, Cyclic Compression.
1. GİRİŞ
Metalik köpükler, polimer ya da seramik gibi diğer malzemelerden üretilmiş köpüklere benzer şekilde sıradışı fiziksel
ve mekanik özellikler gösterirler. Düşük yoğunluklarına rağmen yüksek rijitlik, yüksek gaz geçirgenliği ile yüksek
478

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
termal iletkenlik gösterirler. Bu birbirine zıt özellikleri birarada içermeleri nedeniyle otomotiv, havacılık, demiryolu, ve
inşaat endüstrilerinde yapısal amaçlı kullanımlarının yanısıra, susturucu, pil elektrodları, sıvı depolama ve transferi
aygıtları gibi fonksiyonel uygulamalarda da sıkça kullanılmaktadırlar [1].
Metalik köpükler için diğer önemli bir uygulama alanını biyomalzeme sektörü oluşturmaktadır. Bu uygulamaların
büyük bir bölümünde köpüğün hem yapısal hem de fonksiyonel özelliklerinden yararlanılmaktadır. Şekil bellek etkisi
ve süperelastisite gibi iki sıradışı fonksiyonel özellik gösteren TiNi köpükler biyomedikal uygulamalarda öne çıkan
alaşımlar olmuştur.
Bu özellikler sayesinde TiNi köpükler implant yapılacak bölgeye kolaylıkla yerleştirilebilmekte ve vücut dokularıyla
çok iyi bir temas sağlanabilmektedir [2]. Vücut içinde yer alan canlı dokular ve kemiklerin % 2 civarındaki gerinimleri
tamamıyla geri kazanabildikleri tespit edilmiştir [3]. Bu davranışa benzer bir mekanik davranış gösteren süperelastik
TiNi alaşımları bu açıdan da diğer köpüklere göre önemli bir avantaja sahiptir.
Biyouyumluluğu kanıtlanmış olan [4,5] TiNi köpüklerin implant malzemesi olarak kullanılabilmeleri için yeterli gözenek
miktarı, uygun gözenek boyutu ve gerekli mekanik özellikleri sağlaması zorunludur. Bu çalışmada magnezyum
(Mg) boşluk yapıcı tozlar kullanılarak üretilen tek fazlı, küresel gözenekli TiNi köpüklerin yapısal ve fonksiyonel
özellikleri tespit edilerek implant malzemesi olarak kullanılmalarının uygun olup olmadığı belirlenmeye çalışılmıştır.
Özellikle mekanik basma ve süperelastisite davranışları sistematik deneylerle araştırılmış, bu özelliklerin gözeneklilik,
sıcaklık ve döngüsel yükleme-boşaltmayla olan değişimleri ortaya konulmuştur.
2. DENEYsEL YöNTEM
2.1. Kullanılan Tozlar ve Üretim Yöntemi
TiNi köpükleri üretmek için başlangıç tozları olarak nikelce zengin (Ti-50.6 at. %Ni, % 99.9 saflıkta, Nanoval GmbH
& Co. KG’dan temin edilmiş), ortalama çapı 21 μm olan, inört gaz atmosferi altında atomizasyon yöntemiyle üretilmiş,
küresel TiNi alaşım tozları kullanılmıştır. Boşluk yapıcı olarak ise 100-600 μm aralığında elenen ve eleme
sonrası ortalama 450 μm çapında olan, yine inört gaz altında atomize etmek suretiyle üretilmiş, küresel Mg tozları
(% 99.82 saflıkta, Tangshan Weihao Magnesium Powder Co. LTD’den satın alınmış) kullanılmıştır.
TiNi tozlarının iç yapısı sadece B2 östenit fazından oluşmaktadır [6-7]. Üretim yöntemi daha önceki çalışmalarımızda
optimum hale getirdiğimiz ve uyguladığımız [7-9] yöntemin aynısıdır. Mg boşluk yapıcı miktarı uygun mekanik
özellikleri elde edebilmek için bu çalışmada hacimce % 20-50 aralığında ayarlanmıştır. Bağlayıcı yardımıyla karıştırılan
tozlar, 400 MPa basınç altında çift yönlü presleme sonrası 1100 °C sıcaklıkta, koruyucu argon atmosferi
altında 1 saat süreyle sinterlenmişlerdir. % 50 Mg’den daha az Mg içeren kompaktlar sinterleme esnasında toplam
Mg miktarı % 50 olacak şekilde ekstra Mg, koruyucu olarak, ilave edildikten sonra sinterlenmiştir. Fırın ısıtma hızı
10 °C/dak olarak sabit tutulurken, sinterleme sonrasında pota fırının soğuk bölgesine çekilerek yaklaşık 60-75 °C/
dak bir hızda numunelerin oda sıcaklığına soğutulmaları sağlanmıştır.
2.2. Karakterizasyon
Sinterlenen numunelerin yoğunluk ve gözenek miktarı Arşimet yöntemi kullanılarak ölçülmüştür. Gözenek boyutları
ve dağılımı, Noran System 6 enerji dispersiv spektrometresine sahip Jeol JSM 6400 taramalı elektron mikroskobunda
(SEM) küçük büyütmelerde (10X, 20X) alınan görüntülerin Clemex Vision, professional edition, version 3.5.020
görüntü analiz programında değerlendirilmesiyle tespit edilmiştir, (Şekil 1). TiNi köpüklerin dönüşüm sıcaklıkları
Perkin Elmer Diamond diferansiyel taramalı kalorimetresi (DSC) ile 10 °C /dak ısıtma ve soğutma hızları kullanılarak
belirlenmiştir.
Basma ve süperelastisite testleri 10X10 mm’lik silindirik numuneler kullanılarak 30 kN kapasiteli, ısıtma haznesi
olan Instron 3367 mekanik test cihazı yardımıyla 0.1 mm/dak basma hızıyla gerçekleştirilmiştir. Elastik modül
değerleri gerilim-gerinim diyagramının doğrusal kısmından hesaplanırken, östenit-martensit dönüşüm gerilimi %
0.2-offset metodu ile hesaplanmıştır. Süperelastisite testleri 0-250 MPa aralığında döngüsel yükleme ve boşaltmalarla
üç farklı sıcaklıkta yapılmıştır: oda sıcaklığı (25 °C), vücut sıcaklığı (37 °C) ve östenit bitiş (A f ) sıcaklığının
10-20 °C üzerindeki bir sıcaklık. Uygulanan maksimum gerilim değeri yüksek gözenekli numuneler için düşük tutulurken
azalan gözenek miktarı ile birlikte artırılmıştır.
479

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 1. Clemex Vision görüntü analiz programında % 59 gözenekli TiNi köpüğün gözenek boyutlarının ve dağılımının
belirlenmesi.
3. BULGULAR VE DEĞERLENDİRME
3.1. Gözeneklilik, Gözenek Boyutu ve Dağılımı
Şekil 2’den görüldüğü gibi artan Mg miktarıyla yoğunluğun doğrusal olarak düşerken gözenek miktarının doğrusal
olarak yükseldiği gözlenmiştir. Üretilen tüm numunelerde toplam gözenekliliğin eklenen Mg miktarından fazla olduğu
görülmektedir. Bunun nedeni TiNi tozların içinde atomizasyon sırasında oluşan boşluklar ve TiNi tozları arasında
yer alan kısmi sinterlemeden kaynaklanan mikro-boşluklardır. % 20 Mg eklenmiş köpükteki gözenek miktarı % 38
iken, % 50 Mg eklenmiş köpükteki gözenek miktarı % 59 olmuştur. Karışımdaki Mg miktarı artarken TiNi tozu miktarı
azalmaktadır bu yüzden de TiNi tozlar arasında oluşan mikro-boşlukların sayısı da azalmaktadır. Dolayısıyla
eklenen Mg miktarı arttıkça toplam gözeneklilikteki artış daha az olmaktadır.
Eklenen Mg miktarından bağımsız olarak makro-gözenek boyutu 380 ± 130 μm olarak belirlenmiştir. Şekil 3 % 20
ve % 50 Mg boşluk yapıcı ilave edilerek sinterlenen dolayısıyla farklı miktarda gözenek içeren iki farklı numunedeki
makro-gözeneklerin boyut dağılımı eğrisini vermektedir. Her iki kümülatif eğri incelendiğinde gözeneklerin % 90’dan
fazla bir kısmının 130-650 μm aralığında olduğu görülmektedir. Gözenekler Mg’un buharlaşmasıyla oluştuğu için
gözenek boyutu dağılımı da kullanılan Mg tozun dağılımı ile bir paralellik göstermektedir. Mevcut çalışmada üretilen
tüm köpüklerde açık gözeneklilik oranı % 95 ve üzeri olarak belirlenmiştir. Düşük gözenek miktarlarında dahi bu
oranın yakalanması mikro-gözeneklerin varlığı ile açıklanabilir.
Şekil 2. Yoğunluk ve gözenekliliğin eklenen Mg miktarı ile değişimi.
480

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Biyomedikal uygulamalarda kemik dokunun implant malzemesi içinde gelişimi için 100-600 μm arasında değişen
gözenek boyutları istenilmektedir [10]. Bunun yanında yapay kemik değişimi uygulamaları için gözenek miktarı %
30-90 aralığında olmalıdır [2]. Ayrıca kemik büyümesi ve vücut sıvılarının taşınımı için gözenekler açık tipte ve birbirleriyle
bağlantılı olmalıdır. Bu bilgilerin ışığında, üretilen TiNi köpüklerin bütün gözenek miktarlarında yapay kemik
implantı olarak istenilen tüm yapısal şartları sağladığı görülmektedir.
3.2. Mikroyapı ve Dönüşüm Sıcaklıkları
Üretilen bütün köpüklerin mikroyapısı başlangıçta kullanılan TiNi tozlarının mikroyapısı ile aynıdır. Tüm köpükler
yalnızca B2 östenit fazını içermektedirler. Mikroyapı ile ilgili detaylı bilgiler daha önceki çalışmalarımızda [7-9] verilmiştir.
DSC eğrilerinden elde edilen ve Çizelge 1’de verilen dönüşüm sıcaklıklarından görüldüğü üzere A f sıcaklıkları
vücut sıcaklığı civarındayken martensit başlama (M s ) sıcaklıkları oda sıcaklığının altındadır. Bu sonuçlar da XRD
verilerini (burada verilmemiştir) desteklemektedir, yani tüm köpükler oda sıcaklığında sadece östenitten oluşmaktadırlar.
Şekil 3. (a) % 20 (b) % 50 Mg ilave edilerek üretilen numunelerde sinterleme sonrası gözenek dağılımı.
3.3. Mekanik Basma ve Süperelastisite
Çizelge 1. TiNi köpüklerin dönüşüm sıcaklıkları.
Gözeneklilik (%) Dönüşüm sıcaklıkları ( о C)
M s M f A s A f
38 17 -28 12 42
43 6 -34 21 36
51 15 -37 15 40
59 5 -40 8 33
Şekil 4 farklı gözenek oranlarına sahip TiNi alaşımlarının oda sıcaklığındaki gerilim-gerinim diyagramlarını vermektedir.
Gözenekli TiNi köpükler üretim sonrası herhangi bir termomekanik işleme tabi tutulmamışlardır. Şekilden
de görüldüğü üzere mukavemet, elastik modül ve martensit oluşturmak için gereken kritik gerilim artan gözenek
miktarıyla azalmaktadır. Süperelastisite mekanizmasıyla geri kazanılabilen gerinim miktarı da gözenek miktarının
azalmasıyla artış göstermektedir. Örnek olarak % 38 gözenekli TiNi alaşımında % 7.7 lik bir gerinim uygulandıktan
sonra sadece % 2.7’lik bir kalıntı gerinim kalmaktadır. Öte yandan daha yüksek gözeneğe sahip (% 51) numune ise
benzer bir gerinime kadar deforme edildiğinde (% 7.2) geri dönemeyen kalıcı gerinim miktarı % 3.75 düzeyindedir.
481

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 4. Farklı gözeneklilikteki TiNi köpüklerin oda sıcaklığındaki gerilim-gerinim eğrileri.
Süperelastik gerinim kazanımının tam olmaması da Şekil 4’ten açıkça gözlenmektedir. Bunun nedeni test sıcaklığının
A f sıcaklığından daha düşük olması veya geri dönüşümü mümkün olmayan plastik deformasyonun martensitik
dönüşüme eşlik etmesi olabilir. Her iki etki aynı anda da görülebilir. Tam bir süperelastik döngünün gerçekleşebilmesi
için iki temel unsurun karşılanması gerekmektedir. İlk olarak deformasyon yalnızca martensitik dönüşümle gerçekleşmeli
dislokasyon hareketi ile meydana gelen kayma mekanizması aktif olmamalıdır. Bunun sağlanabilmesi
için kayma için gereken kritik gerilimin martensitik dönüşümün mümkün hale gelmesini sağlayan kritik gerilimden
daha yüksek olması gerekmektedir. İkinci olarak test sıcaklığı malzemenin A f sıcaklığı değerinden daha yüksek olmalıdır.
Bu şart sağlanmazsa oluşan martensit fazı test sıcaklığında stabil olacağından yükün kaldırılmasıyla birlikte
östenit fazına dönmeyecektir. Deformasyon sırasında dönüşüm sıcaklıklarının artması da bilinen bir gerçektir. Bu
sıcaklık artışını telafi etmek için genellikle süperelastisite testleri A f sıcaklığının 10-20 °C üzerindeki bir sıcaklıkta
yapılırlar [11] ve en iyi şekil geri kazanımı (tam bir süperelastik döngü) bu sıcaklıklarda sağlanır. M d diye tanımlanan
ve hemen altında gerilim ile martensit oluşturulabilen maksimum bir sıcaklık vardır. Her ne kadar bu sıcaklığa kadar
süperelastisite mümkün olsa da tam bir süperelastik döngü dar bir sıcaklık aralığında elde edilebilir. Çünkü artan
sıcaklıkla birlikte martensitik dönüşüm için gereken gerilim artmakta iken kayma için gereken gerilim azalmaktadır.
Şekil 5. % 51 gözenekli TiNi köpüğün gerilim-gerinim eğrilerinin ve süperelastisite davranışının sıcaklıkla
değişimi.
Şekil 5 farklı sıcaklıklarda % 51 gözeneğe sahip TiNi alaşımlarının gerilim-gerinim eğrilerini göstermektedir. Dayanç,
Young moduli ve martensit oluşturacak kritik gerilme artan sıcaklıkla birlikte artış göstermektedir. Çizelge 2
aynı numunelerde ve % 59 gözenekli TiNi köpüklerde geri kazanılamayan gerinim miktarlarını özetlemektedir. Artan
sıcaklıkla birlikte kalıntı gerinimlerin miktarındaki düşme açıkça görülmektedir. Şekil 5 ve Çizelge 2 aynı anda analiz
edilirse geri kazanılamayan gerinimlerin nedeninin deformasyonun sadece martensitik dönüşümle değil aynı zamanda
kayma mekanizmasıyla gerçekleşmesi olduğu görülecektir. A f sıcaklığının üzerindeki sıcaklıklarda yapılan
testlerde bile kalıntı gerinimlerin olması bu sonucu desteklemektedir. Oda sıcaklığı ya da vücut sıcaklığında test
482

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
edilen numuneler daha sonra A f sıcaklıklarının üzerine ısıtıldıklarında bir miktar gerinimi daha kazandıkları tespit
edilmiştir. Yine de mutlak bir miktar gerinim her zaman kalmıştır. Örneğin % 51 gözenekli numunede oda sıcaklığındaki
yükleme-boşaltma adımlarından sonra kalan % 3.75’lik gerinim A f sıcaklığının üzerine ısıtıldığında % 1.8’e
düşmüştür. Buradan martensitik dönüşümle birlikte kayma mekanizmasının da çalıştığını söyleyebiliriz.
Çizelge 2. İki farklı gözeneğe sahip gözenkli TiNi alaşımlarının farklı sıcaklıklarda testi sonucu kazanılmayan
gerinim miktarları.
Gözeneklilik (%)
Geri kazanılmayan gerinim (%)
Oda sıcaklığı Vücut sıcaklığı T>A f (60 ° C)
51 42 32 22
59 51 31 26
Şekil 6 oda sıcaklığında sabit gerilim altında yapılan döngüsel yükleme ve boşaltma testlerinin süperelastisite üzerindeki
etkilerini göstermektedir. Kalıntı gerinim miktarında artan döngü sayısıyla birlikte bir düşüş gözlenmiştir ve 5.
döngü sonunda Şekil 6 (b) den de görüleceği üzere kalıntı gerinim miktarı sıfıra inmiştir. Bu tespit farklı gözeneklere
sahip TiNi alaşımlarının hepsi için geçerlidir. 4 ya da 5. döngünün sonunda geri kazanılamayan gerinim hemen
hemen olmamıştır.
Şekil 6. Sabit gerilimde yapılan döngüsel yükleme ve boşaltmaların TiNi köpüklerin süperelastisite özellikleri
üzerindeki etkisini gösteren gerilim-gerinim eğrileri (a) ve (b) % 51 gözenekli, 10 döngü 125 MPa’da, (c) % 43
gözenekli, artan gerilimlerde döngüler.
483

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6 (c) % 43 gözeneğe sahip TiNi köpüğün tipik gerilim–gerinim eğrisini göstermektedir. Testler 6 farklı gerilim
değerinde ilkinde 10 döngü sonrakilerde 5 döngü olmak üzere yapılmıştır. İlk döngüden sonra yapılan ikinci yükleme
esnasında doğrusal bir deformasyon davranışı gözlenmektedir. Gerilim miktarı artırıldığında da deformasyonun
bir önce uygulanan gerilim miktarına kadar doğrusal ilerlediği daha sonra doğrusallıktan saparak klasik bir şekilde
devam ettiği görülmektedir.
TiNi köpüklerin basma ve süperelastisite davranışı hacimli (gözenek içermeyen) TiNi alaşımlarınınkinden bariz bir
şekilde farklılık göstermektedir. Hacimli TiNi alaşımları optimum şartlarda üretilip gerekli termomekanik işlemler
uygulandığında belirli gerilim değerlerinde tam bir süperelastik döngü davranışı sergilerler. Fakat çekme esnasında
hem ileri (östenitten martensite) hem de geri (martensitten östenite) yönde olan dönüşümler neredeyse sabit ya da
çok az eğimli gerilimlerde vuku bulurken basma durumunda bu eğim artmaktadır. Gözenekli malzemelerde uygulanan
yükü hücre duvarları taşımaktadır. Bu çalışmadaki gibi kısmi sinterleme ile üretilen ve makro-gözeneklerin yanında
mikro-gözenekler de içeren alaşımlarda uygulanan yük büyük bir çoğunlukla sinterleme boyunları tarafından
taşınmaktadır. Yapı içerisinde rastgele oluşmuş farklı boyut, şekil ve farklı yönlenmelerde bir çok sinterleme boynu
mevcuttur. Uygulanan yük her ne kadar aynı olsa da sinterleme boyunları kaçınılmaz olarak farklı gerilimlere maruz
kalacaktır. Sonuç olarak da her bir boyun farklı zamanlarda martensitik ya da östenitik dönüşüme uğrayacaklardır.
Aynı şekilde farklı zamanlarda plastik deformasyona da uğrayabilirler. Bu yüzden deformasyon sabit bir gerilim
seviyesinde ilerlemek yerine gittikçe artan gerilimlerde gerçekleşmektedir. Bu da sabit ya da az eğimli gerilimlerin
TiNi köpüklerin basma testi sırasında neden gözlemlenemediğini açıklamaktadır.
Yükleme esnasında martensitik dönüşümlerin başlaması için gereken kritik gerilim de aynı şekilde sabit olamaz.
Aslında sabittir ama herbir boyun bu gerilime faklı zamanlarda ya da diğer bir deyişle farklı uygulanan gerilim değerlerinde
ulaşır. Bu yüzden elastik deformasyon bölgesinde dahi martensitik dönüşümler ya da plastik deformasyon
meydana gelebilir. Süperelastik TiNi köpüklerin elastik modüllerinin düşük olmasının nedeni böyle açıklanabilir.
Gözlenebilen ya da % 0.2 off-set metoduyla bulunabilecek kritik gerilime ulaşıldığında ilk yüklemede doğrusallıktan
sapma görülmektedir. Bu gerilimden itibaren plastik deformasyonun ciddi bir biçimde arttığını söylemek mümkün
görünmektedir.
Aynı gerilim değerine yeniden yükleme yapıldığında yeni dislokasyon hareketleri olmayacaktır ve deformasyon
sadece elastik deformasyon ve martensitik dönüşümler yolu ile gerçekleşecektir. Bu yükleme esnasında neredeyse
tamamı ile doğrusal bir gerilim-gerinim davranışının görünmesi plastik deformasyonun ilk yüklemedeki doğrusallıktan
sapmanın başladığı gerilimden itibaren gerçekleştiği tezini doğrulamaktadır. Böylelikle ikinci yükleme sonrasında
gerinimin tamamı geri kazanılacaktır. Elbette test sıcaklığının A f sıcaklığından uygun miktarda yüksek olması ve
martensit stabilizasyonunun (aşırı deformasyon nedeniyle) oluşmaması şartıyla.
Biyoimplantasyon amacıyla kullanılabilecek TiNi köpüklerinin mekanik özellikler açısından yüksek dayanç (en az
100 MPa % 2 gerinimde) ve % 8’lik gerinime yüklendikten sonra % 2’den daha fazla gerinimi geri kazanması gibi temel
önşartları yerine getirmeleri zorunluluğu vardır [2]. Gerinim kazanımı miktarı koşulunu üretilen bütün numuneler
hiçbir işlem yapmadan yerine getirebilmektedirler. Fakat yüksek dayanç koşulunu oda sıcaklığı testlerinde en yoğun
numunenin (% 38 gözenekli) dahi sağlayamadığı görülmektedir. Vücut sıcaklığında ve daha yüksek sıcaklıklarda
ise bu köpüğün ve % 43 gözeneğe sahip TiNi alaşımının bu dayancı sağladığı gözlenmiştir. Döngüsel yüklemeboşaltma
yapıldığında ise % 38 ve % 43 gözeneğe sahip alaşımlar bütün sıcaklıklarda gerekli koşulu sağlarken %
51 gözenekli köpük ise ancak A f sıcaklığının üzerindeki sıcaklıklarda bu zorunluluğu yerine getirebilmektedir. % 59
gözenekli numunenin ise zaten maksimum dayancı 90 MPa civarındadır.
TiNi köpüklerin döngüsel yükleme-boşaltma işlemine tabi tutulması süperelastisite özelliklerinin iyileştirilmesi açısından
yaşlandırmaya alternatif ucuz ve basit bir yöntem olarak kullanılabilir. Bu işlem sonucu iyi bir doğrusal
süperelastisite elde edilebilmektedir. % 43 gözeneğe sahip numune 150 MPa’da 5 döngü ile yüklenip boşaltıldığında
son döngüde % 3.8 olan gerinimin tamamını kazanabilmiştir. Döngüsel yükleme-boşaltma sonrası doğrusal
süperelastisitenin elde edilmesi istenilen geri kazanım miktarının hangi gerilimde elde edilebileceğinin de kolaylıkla
hesaplanabilmesini sağlamaktadır. Elastik moduli değerlerinde döngüsel yükleme-boşaltma sonrası belirgin
bir farkın olmadığı ilk bakışta anlaşılmaktadır. Çünkü hemen hemen bütün yükleme ve boşaltma eğrileri birbirine
paraleldirler.
Şekil 7 döngüsel yükleme-boşaltmanın mukavemet ve sünekliğe olan etkisini sunmaktadır. Maksimum basma dayancı
az bir miktar düşerken kırılma gerinimindeki düşme yarı yarıyadır. Bu işleme maruz bırakılmayan numunede
% 15 gerinimde ilk çatlak oluşurken, 150 MPa’da 20 döngü sonrası 21. döngüde kırılan numunede ilk çatlak % 7 ye
yakın bir gerinimde ortaya çıkmıştır. Test edilen numunenin gözeneklilik oranı % 51 dir.
484

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 7. Döngüsel yükleme-boşaltmanın basma mukavemeti ve kırılma gerinimi üzerindeki etkisi.
Şekil 8 farklı gözenekteki numunelerin üç farklı sıcaklıktaki elastik moduli değerlerini vermektedir. Artan gözenek
miktarıyla elastik modülün doğrusal olarak azaldığı gözlemlenmiştir ve beklenildiği gibi artan sıcaklıklarla elastik
modülde de bir artış kaydedilmiştir. Daha önce de belirtildiği üzere martensit dönüşümünü mümkün hale getiren
kritik gerilme sıcaklıkla doğrusal olarak artmaktadır ve bu gerilme martensit M s sıcaklığının hemen üzerinde minimumdur.
yani M s sıcaklığından uzaklaştıkça gereken gerilme miktarı da artacaktır. Bu da martensitik dönüşümü
zorlaştıracağından elastik modülde artmaya neden olacaktır. Yoğun kemiğin elastik modülü 10-20 GPa arasında
değişirken gözenekli kemiğinki 3 GPa’dan küçüktür [12-13]. % 38 ve % 43 gözeneğe sahip TiNi alaşımlarının elastik
modül değerleri vücut sıcaklığında yoğun kemiğinki ile aynı aralıkta yer almaktadır. % 51 gözenekli TiNi alaşımı da
60 °C’de bu aralığa girmekte daha düşük sıcaklıklarda da fazla düşük olmamaktadır. Bütün bu mekanik özellikler
birlikte değerlendirildiğinde % 38-51 arasında gözenek içeren TiNi köpüklerin yapay kemik olarak kullanılmalarında
mekanik açıdan da bir sorun teşkil etmedikleri görülmüştür. Daha yüksek sinterleme sıcaklıkları ve nikelce zengin
alaşım tozları kullanılarak mekanik özellikler daha da geliştirilebilir ve böylelikle % 51’den daha fazla gözenek içeren
TiNi köpüklerin de mekanik özellikleri yapay kemiğinkiyle aynı seviyelere getirilebilir.
4. SONUÇLAR
Şekil 8. Elastik modül değerlerinin gözenek miktarı ve sıcaklıkla değişimi.
Mg boşluk yapıcı kullanılarak üretilen TiNi köpüklerin gözenek yapısı, miktarı ve boyutları kemik implantasyonu
1. uygulamaları için uygundur.
TiNi köpüklerin basma ve süperelastisite davranışı hacimli TiNi alaşımlarınınkinden farklıdır. Doğrusal süpere-
2. lastisite gösteren köpüklerde elastik modül, dayanç ve martensit oluşturmak için gereken gerilim değeri artan
gözeneklilikle azalmaktadır.
485

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3. Bütün köpüklerde kısmi süperelastisite gözlenmiş olup, geri kazanılamayan gerinme miktarlarının artan test
sıcaklığı ile azaldığı görülmüştür. Döngüsel yükleme-boşaltma sonrası % 5’e varan gerinimler tamamen geri
kazanılabilmiştir. Kalıntı gerilmelerin nedeni test sıcaklığı ya da farklı geometrik yapıda olan hücre duvarları ve
sinter boyunlarının farklı gerilmelere maruz kalması sonucu meydana gelen martensit stabilizasyonuna bağlanmıştır.
4. % 38-51 gözeneklilikteki TiNi alaşımlarının kemik implantasyonu gibi biyomedikal uygulamaların gerektirdiği
mekanik özellikleri karşıladığı tespit edilmiştir.
TEŞEKKÜR
Bu çalışma Türkiye Bilimsel ve Teknolojik Araştırma Kurumu (TÜBİTAK, Proje no: 108M118) tarafından desteklenmiştir.
KAYNAKLAR
1. Banhart, J., “Manufacture, Characterisation and Application of Cellular Metals and Metal Foams”, Progress in
Materials science, Vol. 46, pp. 559-632, 2001.
2. Bansiddhi, A., Sargeant, T.D., Stupp, S.I., Dunand, D.C., “Porous NiTi for Bone Implants: A Review”, Acta Biomaterialia,
Vol. 4, pp. 773-782, 2008.
3. Gjunter, V.E., Sysoliatin, P., Temerkhamor, T., superelastic shape Memory Implants in Maxillofacial sur-
gery, Traumatology, Orthopaedics, and Neurosurgery, Tomsk University Publishing House, Tomsk, Russia,
1995.
4. Shabalovskaya, S., “On the Nature of Biocompatibility and Medical Applications of Shape Memory and Superelastic
NiTi-Based Alloys”, Bio-Medical Materials and Engineering, Vol. 6,pp. 267-289, 1996.
5. Pelton, A.R., Stoeckel, D., Duerig, T.W., “Medical Uses of Nitinol”, Materials science Forum, Vol. 327-328,
pp. 63-70, 2000.
6. Aydoğmuş, T., Bor, A.Ş., “Production and Characterization of Porous TiNi Shape Memory Alloys”, Turkish
Journal of Engineering and Environmental sciences, Vol. 35, pp. 69-82, 2011.
7. Aydoğmuş, T., Bor, Ş., “Gözenekli TiNi Şekil Bellekli Alaşımlarının Üretilmesi ve Karakterizasyonu”, 15. Uluslararası
Metalurji ve Malzeme Kongresi, Düzenleyen: TMMOB Metalurji Mühendisleri Odası, s. 665-675,
İstanbul, 2010.
8. Aydoğmuş, T., Bor, Ş., “Processing of Porous TiNi Alloys Using Magnesium as Space Holder”, Journal of Al-
loys and Compounds, Vol. 478, pp. 705-710, 2009.
Aydoğmuş, T., Tarhan Bor, E., Bor, Ş., “Phase Transformation Behavior of Porous TiNi Alloys Produced by
9. Powder Metallurgy Using Magnesium as a Space Holder”, Metallurgical and Materials Transactions A, in
press, DOI: 10.1007/s11661-011-0714-z.
Itin, V., Gyunter, V., Shabalovskaya, S., Sachdeva, R., “Mechanical Properties and Shape Memory of
10. Porous Nitinol”, Materials Characterization, Vol. 32, pp. 179-187, 1994.
11. Liu, D.Y., Galvin, S.P., “Criteria for Pseudoelasticity in Near-equiatomic NiTi Shape Memory Alloys”, Acta
Materialia, Vol. 45, pp. 4431-4439, 1997.
Rho, J.Y., Ashman, R.B., Turner, C.H., “Young’s Modulus of Trabecular and Cortical Bone Material:
12. Ultrasonic and Microtensile Measurements”, Journal of Biomechanics, Vol. 26, pp. 111-119, 1993.
Suchanek, W., Yoshimura, M., “Processing and Properties of Hydroxyapatite-based Biomaterials for Use
13. as Hard Tissue Replacement Implants”, Journal of Materials Research, Vol. 13, pp. 94-117, 1998.
486

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
TiNi KÖPÜKLERDE ŞEKİL BELLEK DAVRANIŞI VE FAZ DÖNÜŞÜM
SICAKLIKLARININ İNCELENMESİ
Tarık AYDOĞMUŞ* ve Şakir BOR**
* Yüzüncü Yıl Üniversitesi, Mühendislik Mimarlık Fakültesi, Makina Mühendisliği Bölümü, 65080, Van,
aydogmus@yyu.edu.tr
** Orta Doğu Teknik Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 06531,
Ankara, bor@metu.edu.tr
öZET
Mevcut çalışmada Ti-50.4 at. %Ni alaşım tozu kullanılarak boşluk yapıcı toz metalurjisi yöntemiyle üretilen % 53-
73 gözenekliliğe sahip TiNi köpüklerinde gözenek miktarının serbest şekil kazanımı ve faz dönüşümü sıcaklıkları
üzerindeki etkisi incelenmiştir. Boşluk yapıcı olarak küresel magnezyum tozlar kullanılmıştır. Şekil bellek etkisiyle
kazanılan gerinim miktarının artan gözeneklilik ile % 95’lerden % 78’e kadar azaldığı gözlenmiştir. Uygulanan gerinim
miktarının artmasıyla görece düşük gözenekli köpüklerde (% 53-59) şekil kazanımı fazla etkilenmezken yüksek
gözenekli köpüklerde % 20’ye varan azalmalar meydana gelmiştir. Faz dönüşümü sıcaklıklarının gözeneklilikten
önemli ölçüde etkilenmediği artan gözenek miktarı ile yavaşça yükseldiği tespit edilmiştir. Öte yandan kullanılan
alaşım tozu ile köpüklerin dönüşüm sıcaklıkları karşılaştırıldığında 25 °C’ ye varan artışlar belirlenmiştir. Bu artışın
nedeni boşluk yapıcı olarak kullanılan magnezyumun proses esnasında oksitlenmeyi önlemesiyle açıklanmıştır.
Anahtar kelimeler: Şekil Bellek Etkisi, Gözeneklilik, Faz Dönüşüm Sıcaklıkları, Martensitik Dönüşümler, TiNi Alaşımları.
INvEsTIGATION OF sHAPE MEMORY BEHAvIOR AND PHAsE
TRANsFORMATION TEMPERATUREs IN TiNi FOAMs
ABsTRACT
In the present study, effect of porosity on free shape recovery and phase transformation temperatures of porous TiNi
alloys with porosities in the range of 53-73% which were produced using Ti-50.4 at. %Ni alloy powders and space
holder technique has been investigated. Spherical magnesium powders were used as space holder material. It has
been observed that strain recoveries by shape memory mechanism decreased from 95% to 78% with increasing
porosity. While shape recovery in 53% and 59% porosity samples, relatively low porosity, was not dependent on
the amount of applied strain considerably, in higher porosity samples shape recovery exhibited up to 20% decrease
with increasing strain. It has also been found that phase transformation temperatures has not affected much from
porosity content; just a slight increase was observed with increasing porosity. On the contrary, increase in the transformation
temperatures of the foams produced compared to that of the starting prealloyed powders reached up to
25 °C. This has been explained by the deoxidation of TiNi alloy by the magnesium used as space holder during
processing.
Keywords: Shape Memory Effect, Porosity, Phase Transformation Temperatures, Martensitic Transformations, TiNi
Alloys.
487

1. GİRİŞ
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil bellekli alaşımlar (hafızalı ya da akıllı alaşımlar olarak da bilinirler), termomekanik yüklerin uygulanmasıyla termoelastik
martensitik dönüşüm gösteren ve belirli bir sıcaklığın üzerine ısıtıldıklarında kalıcı şekil değişimlerini geri
kazanabilme yeteneğine sahip metalik alaşımlar olarak tanımlanırlar. Fakat şekil bellek etkisi aynı zamanda bazı
seramik ve polimerik malzemelerde de görülmektedir. [1]. Atomik olarak % 50 titanyum ve % 50 nikelden oluşan TiNi
alaşımında benzersiz şekil bellek etkisi ilk olarak 1963 yılında Buehler ve arkadaşları tarafından tesadüfen farkedildi
[2]. Her ne kadar aynı etki başka alaşımlarda daha önceden bulunmuş olsa da araştırmacıların fazla dikkatini
çekmemiştir. Buna karşılık TiNi alaşımı bulunuşundan hemen sonra oldukça popüler hale geldi. Bunda alaşımın
bulunduğu Naval Ordinance Laboratory tarafından dünya çapında yapılan yayınlar ve birçok uygulama için gerekli
olan üstün mekanik özellikleri sağlaması ile şekil bellek etkisi gösteren diğer alaşımlar içinde en iyi performansı
göstermesi etken olan faktörler olarak sıralanabilir [3]. Şekil bellek etkisi gösteren çeşitli alaşımlardan sadece TiNi
ve bakır bazlı olanlar ticari uygulama alanı bulmuştur.
Yapay sert doku nakillerinde metaller ve alaşımları en çok kullanılan malzemelerdir. Biyomalzeme endüstrisinin
dünya çapında pazar payının 2013’de 140 milyar dolara ulaşması beklenmektedir [4] ve bunun önemli bir kısmını
sert doku onarım ve nakilleri oluşturmaktadır. Bu malzemelere olan ihtiyaç gün geçtikçe artmaktadır ve bu artışın
önümüzdeki yıllarda çok daha hızlı olacağı öngörülmektedir. Şu anda kullanılan geleneksel biyomalzemeler, nakil
malzemesinin ve kemiğin uyum sorunları nedeniyle değişik problemler yaratmaktadır. Fizikokimyasal ve mekanik
özellikleri ne olursa olsun herhangi bir implant, vücut dokularıyla iyi ve kalıcı bir temas sağlayamadığı müddetçe,
vücut tarafından kabul görmez. Oldukça basit görünen ancak vida, yapıştırıcı, dolgu malzemesi, plastik ya da
karmaşık mekanik sistemlerin kullanılmasıyla tatmin edici bir şekilde çözülemeyen bu sorunun TiNi şekil bellekli
alaşımdan yapılmış, sünger kemiğinkine benzeyen bir yapı içeren gözenekli implant parçalar kullanılarak başarıyla
çözülebilme olasılığı çok yüksektir.
TiNi alaşımının biyouyumluluğu 316L paslanmaz çeliğininkiyle aynı seviyededir [5]. Malzemenin yüzeyinde oluşan
ve biyouyumluluğu sağlıyan TiO 2 tabakası aynı zamanda alaşım içindeki nikel ve diğer elementlerin çözünmesini
ve vücuda yayılmasını engellemektedir. Bunun yanında TiNi alaşımları mükemmel mekanik özellikler, iyi korozyon
dayancı ve üstün şekil bellek etkisi gibi çekici özellikleri bir arada içermektedir. İmplant uygulamalarında, gözenekler
içine kemik büyümesine, vücut sıvılarının serbestçe dolaşımına izin verir, nakil parçanın vücutla bütünleşmesini
sağlayarak implant ve dokular arasında muntazam uyumlu bir bağın oluşmasını mümkün kılar. Vücut içinde yer alan
canlı dokular ve kemikler çekme yükleri altında yüksek geri kazanılabilir gerinimlere sahiptir ( > % 2) [6]. Oldukça
iyi bir elastikiyet gerektiren bu davranışa benzer bir davranışı ancak şekil bellekli alaşımlar gösterebilmektedir.
Gözenekli TiNi alaşımlarının elastik modülleri kemiğin elastik modülü seviyelerine gözenek miktarı ve boyutunun
ayarlanmasıyla kolaylıkla indirilebilmektedir. Bu yüzden gözenekli TiNi alaşımları kalça ve eklem bozukluklarının
tedavisinde, travmatolojide, kemik ve sert doku nakillerinde ve dişçilikte implant malzemesi olarak kullanılma potansiyeli
yüksek malzemelerdir [7-9].
Yakın zamanda yapılan çalışmalarda gözenekli TiNi alaşımlarında da bir dereceye kadar şekil bellek etkisi gözlenmiştir
[10,11]. Pratik uygulamalar için çok önemli olan bu özelliğin ve dönüşüm sıcaklıklarının belirlenmesi son
derece gerekli bir çalışmadır. Literatürde gözenekli TiNi alaşımı üretme yöntemleri ile ilgili çok sayıda yayın [12-27]
varken bu malzemelerin şekil bellek etkisi [10,11] ve dönüşüm sıcaklıklarını gözenek miktarı ile ilişkilendirerek
inceleyen makale [28-30] sayısı oldukça azdır. Bu çalışmada magnezyum boşluk yapıcı kullanılarak üretilen TiNi
alaşımlarında gözenek miktarının şekil bellek etkisi ve martensitik dönüşüm sıcaklıkları üzerindeki etkileri sistematik
bir şekilde ortaya konulmuştur.
2. DENEYsEL YöNTEM
2.1. Kullanılan Tozlar ve Üretim Yöntemi
Metalik köpük üretiminde başlangıç tozları olarak hafif nikelce zengin (Ti-50.4 at. %Ni, % 99.9 saflıkta, Special
Metals Corp.’dan temin edilmiş) TiNi tozları kullanılmıştır. Gaussian (log-normal) dağılımı gösteren TiNi alaşım tozunun
ortalama çapı 40 μm (Şekil 1(a)) iken boşluk yapıcı küresel Mg tozunun (%99.82 saflıkta, Tangshan Weihao
Magnesium Powder Co. LTD’den satın alınmış) çapı ortalama 450 μm (Şekil 1(b)) olarak belirlenmiştir. Her iki tozda
inört argon gazı altında atomize edilmek suretiyle üretilmiştir. TiNi alaşım tozlarının şekli, sinterleme esnasında
kirlenmeye ve istenmeyen Ti-Ni bileşiklerinin oluşumuna yol açabilecek oksitlenme vb. reaksiyonları minimuma
488

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
indirmek için yüzey alanı en düşük olan küre (Şekil 2(a)) olarak seçilmiştir. Şekil 2(b)’den görüleceği üzere oda
sıcaklığında (25 °C) elde edilen X ışını difraksiyon (XRD) sonuçlarına göre TiNi tozun içyapısında B2 östenit ve
B19’ martensit fazları bulunmaktadır. Diferansiyel taramalı kalorimetre (DSC) ile ölçülen dönüşüm sıcaklıkları da
bu sonuç ile uyum içindedir. Martensit başlama (M s ) ve martensit bitiş (M f ) sıcaklıkları sırasıyla 28 ve 10 °C olarak
belirlenmiştir. Östenit başlama (A s ) ve östenit bitiş (A f ) sıcaklıkları ise 36 ve 58 °C olarak bulunmuştur.
Şekil 1. (a) TiNi, (b) Mg tozuna ait parçacık boyut dağılımını gösteren histogramlar.
Gözenekli TiNi alaşımı üretiminde kullanılan boşluk yapıcı yöntem daha önceki çalışmalarımızda [7,8,23] ayrıntılı
olarak açıklanmıştır. Özetle hacimce % 40-70 aralığında Mg içeren TiNi ve Mg karışımları % 5 polivinil alkol (PVA)
çözeltisi (% 2.5 PVA + su) ilavesiyle hazırlanmıştır. Elde edilen karışımlar soğuk olarak basma kalıpları içinde
400 MPa basınç altında çift yönlü olarak basılmışlardır. Presleme sonrası kalıplardan çıkarılan yaklaşık 10 mm
çapında ve 12 mm yüksekliğindeki numuneler 1100 °C sıcaklıkta, koruyucu argon atmosferi altında 2 saat süreyle
sinterlenmişlerdir. % 40 Mg içeren kompakt sinterleme esnasında toplam Mg miktarı % 50 olacak şekilde ekstra Mg
koruyucu olarak ilave edildikten sonra sinterlenmiştir. Oda sıcaklığından 1100 °C’ye ısıtma hızı 10 °C/dak olarak
sabit tutulmuştur. Sinterleme sonrasında pota fırının soğuk bölgesine çekilerek yaklaşık 60-75 °C/dak bir hızda
numunelerin oda sıcaklığına soğutulmaları sağlanmıştır.
2.2. Karakterizasyon
Şekil 2. TiNi tozuna ait (a) SEM görüntüsü ve (b) XRD paterni.
Tozların parçacık boyut dağılımları Malvern Mastersizer 2000 cihazı ile belirlenmiştir. TiNi tozda ve sinterlenmiş
gözenekli TiNi alaşımlarının iç yapısında oluşan fazları belirlemek için Rigaku D/Max 2200/PC model XRD cihazı
kullanılmıştır. Toz morfolojileri ve mikroyapı incelemeleri Noran System 6 enerji dispersiv spektrometresine sahip
Jeol JSM 6400 taramalı elektron mikroskobu (SEM) kullanılarak gerçekleştirilmiştir. TiNi köpüklerin gözeneklilikleri
Arşimet yöntemiyle belirlenmiştir.
489

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil bellek davranışı 10X10 mm’lik silindirik numuneler kullanılarak 30 kN kapasiteli Instron 3367 mekanik test
cihazı ve bu cihaza ait ekstensometre yardımıyla belirlenmiştir. Sıvı azotta 5 dak bekletilen farklı gözenek miktarına
sahip numuneler (% 100 martensit elde etmek için) daha sonra oda sıcaklığında % 2 gerinime kadar basma yüklemesine
maruz bırakılmıştır. Yük boşaltıldıktan sonra numuneler yaklaşık 100 °C’de kaynamakta olan saf su içerisinde
martensit-östenit dönüşümünü sağlamak için 5 dak süreyle tutulmuştur. Serbest şekil kazanımı numunelerin
yüksekliğinin soğutma ve ısıtma sonrası ölçülmesiyle hesaplanmıştır. Bu ölçümler ± 1μm hassasiyetli bir mikrometre
ile yapılmıştır. Aynı prosedür aynı numuneler kullanılarak % 4, 6 ve 8’lik gerinimler için de tekrarlanmıştır.
Üretilen TiNi köpüklerin ve başlangıç TiNi alaşım tozunun dönüşüm sıcaklıkları Perkin Elmer Diamond model DSC
kullanılarak +150 °C ile -60 °C sıcaklık aralığında yapılan 10 °C/dak’lık ısıtma ve soğutma döngülerinden tesbit edilmiştir.
Referans malzeme olarak indiyum kullanılmıştır. Numuneler ısıl dengenin sağlanması için ısıtma ve soğutma
esnasında, limit sıcaklıklar olan 150 ve -60 °C’de sırasıyla 2 ve 5 dak bekletilmiştir. Faz dönüşüm sıcaklıkları, ikinci
ısıtma ve soğutma eğrilerine ASTM F2004-05 standardında [31] verilen prosedür uygulanarak tespit edilmiştir.
3. BULGULAR VE DEĞERLENDİRME
3.1. Mikroyapı
Şekil 3’de sinterlenmiş % 53 gözenekli TiNi köpüğün XRD diyagramı ve SEM görüntüsü verilmiştir. Üretilen numunelerin
oda sıcaklığında martensit ve östenit fazlarından oluştukları bulunmuştur. Sinterleme sonrası kullanılan tozlarla
kıyaslama yapıldığında iç yapıların değişmediği ve aynı kaldığı gözlenmiştir. Ayrıca istenmeyen ikincil fazların,
oksit ya da karbon bileşiklerinin oluşmadığı da göze çarpmaktadır.
Şekil 3. Sinterlenmiş % 53 gözenekli TiNi köpüğe ait (a) XRD paterni, (b) SEM görüntüsü.
3.2. Serbest Şekil Geri Kazanımı
% 53 gözenekli TiNi köpüğün oda sıcaklığında elde edilen gerilim-gerinim eğrileri Şekil 4’te verilmektedir. Uygulanan
bütün gerinim miktarlarında farklı gözenek oranlarına sahip diğer köpüklerin davranışı da benzer olmuştur.
İlk etapta elastik deformasyon gösteren köpükler gerinimin artmasıyla birlikte ikizlenmeye maruz kalarak doğrusala
yakın bir dönüşüm göstermişlerdir. Yükün boşaltılmasıyla birlikte uygulanan gerinimin çok az bir kısmının geri
kazanıldığı Şekil 4’ten net bir şekilde görülmektedir. Maksimum basma dayançları % 53 gözenekli köpük için 55
MPa iken % 59 gözenekli köpük için 30 MPa civarındadır. Daha yüksek gözenekli köpüklerin dayancıysa oldukça
düşük olmuştur. Elastik modül değerleri de çok düşük olan köpüklerde en düşük gözenekli köpük için bu değer 1
GPa olarak hesaplanmıştır. Mekanik özelliklerin oldukça düşük olmasının nedeni kısmi sinterleme sonrası yapıda
kalan mikro-gözeneklerin varlığı, başlangıç tozlarının büyük boyutlu olması ve kompaktların sinterleme sıcaklığına
ısıtılırken şekil geri kazanımı göstermeleri ile açıklanabilir.
TiNi köpükler düşük mekanik özellikler gösterse de oldukça iyi şekil bellek etkisi sergilemişlerdir. Martensit fazında
iken uygulanan gerinim sonrası östenit bitiş sıcaklığının üzerine ısıtılarak sağlanan gerinim kazanımı miktarları %
olarak Şekil 5’de gösterilmiştir. % 53 ve % 59 gözenekli köpüklerde uygulanan gerinimin yaklaşık % 90 ve fazlası
geri kazanılırken daha yüksek gözenekli numunelerde bu değer % 78’e kadar azalmıştır. Düşük gözenekli nu-
490

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
munelerdeki gerinim kazanım miktarı uygulanan gerinime daha az bağlı iken gözenekliliğin artmasıyla birlikte bu
bağımlılık daha duyarlı bir hale gelmiş ve % 73 gözenekli numunelerde uygulanan gerinimin artmasıyla birlikte şekil
geri kazanımında ciddi bir azalma gözlenmiştir.
Şekil 4. % 53 gözenekli TiNi köpüğün oda sıcaklığındaki
gerilim-gerinim eğrileri.
3.3. Martensitik Dönüşüm Sıcaklıkları
Şekil 6’da TiNi tozun ve gözenek miktarı % 53-73 arasında değişen TiNi köpüklerin DSC eğrileri sunulmaktadır.
Dönüşüm sıcaklıklarının en yüksek gözenekli numune dışında artan gözenek miktarıyla daha yüksek sıcaklıklara
doğru kayma eğilimi gösterdikleri bütün numunelerin ısıtma-soğutma eğrilerinden açıkça görülmektedir. Başlangıç
tozlarıyla kıyaslandığında, gözenekli malzemelerde sözü edilen bu kayma miktarlarının M s sıcaklığı için 12-19 °C ve
A f sıcaklığı için 15-25 °C olduğu belirlenmiştir. Pik dönüşüm sıcaklıklarının da benzer bir kayma eğilimi gösterdiği
yine aynı şekilden ve Çizelge 1’den izlenebilmektedir.
Dönüşüm ısıları TiNi köpüklerde hacimli TiNi alaşımlarıyla benzerlik göstermektedir. Üretilen TiNi köpüksü malzemeler
kimyasal homojenliğe sahip olduğundan, yani Ti-Ni ikili sistemindeki ikincil intermetalik fazlar bulunmadığından,
dönüşüm sıcaklıklarındaki artışın kökeni gözenek miktarına, Ti 3 Ni 4 fazının çökelmesine ya da proses esnasındaki
olası oksitlenmeye atfedilebilinir. Fakat bu bileşimdeki TiNi alaşımlarında Ti 3 Ni 4 fazı oluşumu görülmemektedir
[1,3], kaldı ki bu faz XRD sonuçlarında da görülmemiştir. Bu çalışmada üretilen TiNi alaşımı içerisindeki gözenekler
küresel şekilde olduklarından lokal gerilmeler yaratmayacağı için gözenekliliğin de dönüşüm sıcaklıkları üzerinde
etkisi olmaması gerekir. Geriye sinterleme esnasında numunelerin oksitlenme derecelerinin farklı olması nedeniyle
dönüşüm sıcaklıklarının değişmesi seçeneği kalmaktadır. Bilindiği gibi TiNi alaşımlarında oksijen miktarında % 1
oranındaki bir artış dönüşüm sıcaklıklarında 100 °C düşüşe yol açmaktadır [1].
491
Şekil 5. Geri kazanılan gerinimin uygulanan maksimum
gerinim ve gözeneklilikle değişimi.
Şekil 6. Farklı gözeneklere
sahip TiNi alaşımlarının DSC
eğrileri.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışmada, gözenekli malzemelerin üretiminde boşluk yapıcı olarak kullanılan magnezyum, sinterleme sırasında
indirgeyici bir atmosfer yarattığından, başlangıç tozlarının kompozisyonuna bağlı olarak sinterleme sonrası mikro
yapı yine östenit ve martensit fazları karışımından oluşmaktadır. TiNi alaşımlarında oksijenin çözünürlüğü düşük
sıcaklıklarda 0.045 at.% [1] olduğundan yüksek oksijen konsantrasyonları Ti 4 Ni 2 O faz oluşumuyla sonlanır. Bu oluşum
sırasında ana fazdaki titanyum atomları nikel atomlarına kıyasla iki kat daha fazla kullanıldıklarından oksijenin
varlığında nikelce zenginleşmiş ana fazda TiNi 3 fazı belirir. Özetle, çok az oksijenli ortamlarda bile TiNi alaşımlarının
tek faz olarak üretilmeleri mümkün olamamaktadır. Termodinamik hesaplamalar göstermiştir ki oksijen kısmi
basıncının 1100 − C’de 5 ×10 -25 atm’den az olması durumunda TiO 2 oluşumu engellenebilmektedir. Diğer taraftan
aynı sıcaklıkta MgO oluşumu için gerekli oksijen kısmi basıncı 10 -34 atm’dir. Oksijen çekiciliği bakımından yaklaşıldığında,
magnezyum Elingam eğrisinde kalsiyumun ardından gelen ikinci elementtir ve titanyumun oksitlerini etkin
bir şekilde indirgeyebilir. TiNi sinterleme atmosferi olarak yüksek saflıkta argon gazı kullanmak veya vakum şartları
oluşturmak oksijen kısmi basıncını ancak 10 -8 atmosfere kadar düşürebilir ki hala çok yüksek bir değerdir. Titanyum
alaşımlarının sinterlenmesinde olası oksijen kaynakları, koruyucu atmosfer olarak kullanılan gazlar ve başlangıç
tozlarından gelen yüzey oksit katmanlarıdır. Bu çalışmada sinterleme atmosferindeki oksijenin ortamdan uzaklaştırılması
oksijen giderici olarak kullanılan küçük boyutlu sünger titanyumla yapılmaktadır. Sünger boyutlarının küçük
tutulması olayın kinetiğini hızlandırmaktadır, argon gaz akışı ise minimumda tutulmaktadır. Başlangıç tozlarının
yüzeyindeki oksijeni indirgemede ise magnezyumun çok etkili olduğu gözlenmiştir. Alınan bu önlemler sonucunda
alaşımlarda ikincil faz oluşmadığı belirlenmiştir. Titanyum alaşımları karbürleme ve nitrürlemeye de eğilimlidirler
ancak titanyum ve magnezyumun karbon ya da azota olan yüksek afiniteleri argon gazının bu safsızlıklardan da
arındırılmasını sağlamaktadır. Ayrıca magnezyumun hidrojene karşı yüksek çekiciliği sebebiyle TiNi alaşımlarının
olası hidrojenlenmesi engellenmektedir. Diğer üretim yöntemlerinde titanyum ya da magnezyum gibi ortamın kısmi
oksijen basıncını düşüren malzemeler kullanmadıklarından alaşım tozu dahi kullanıldığında oksitlenme ve/veya
ikincil intermetalik fazların oluşumu kaçınılmazdır. Ek olarak, elemental tozlar kullanıldığında homojen olmayan
karıştırmalar difüzyon mesafelerinin artmasına ve sonuç olarak titanyum ya da nikelce zengin bölgeler oluşmasına
yol açar. Özetle, TiNi alaşımlarının koruyucu magnezyum atmosferi altinda sinterlenmesi kirlenmelerden arındırılmış
olmalarını garanti eder.
Çizelge 1. Sinterlenmiş numunelere ait dönüşüm sıcaklıkları ve entalpileri.
Gözeneklilik (%) Dönüşüm sıcaklıkları ( ° C)
492
Dönüşüm entalpileri
(ΔH, J/g)
M s M p M f A s A p A f -ΔH forw ΔH rev
TiNi toz 28 20 10 36 50 58 18.3 18.3
53 40 31 20 49 62 73 23.6 23.1
59 43 31 21 50 62 75 22.5 22.7
66 47 34 21 48 68 80 24.2 24.8
73 46 27 13 42 66 83 27.5 24.7
Bunun yanında magnezyumun dönüşüm sıcaklıklarına etkisi, üzerinde durulması gereken önemli bir konudur. Gözenekler
eklenen magnezyumlar ile oluşturulduğundan magnezyum miktarının ve gözeneklerin dönüşüm sıcaklıklarına
etkisi aynıdır. Bunun doğrulanması % 40 ve % 50 magnezyum eklenerek üretilen % 53 ve 59 gözenekli alaşımların
dönüşüm sıcaklarının karşılaştırılmasıyla yapılabilir. Bunların dönüşüm sıcaklıkları nerdeyse aynıdır çünkü
sinterleme sırasında aynı miktarda magnezyum kullanılmıştır. % 40 Mg eklenerek üretilen numunelerin kenarına
ekstra Mg ilave edilerek pota içerisinde toplamda % 50 Mg olması sağlanmıştır. Daha önce de belirtildiği üzere TiNi
alaşımlarında oksijen miktarında % 1 oranındaki bir artış dönüşüm sıcaklıklarında 100 °C düşüşe yol açmaktadır.
Magnezyumun başlangıç TiNi tozlarındaki oksijeni indirgemesi nedeniyle dönüşüm sıcaklıklarında bir artma görülmüştür.
Aynı şekilde eklenen magnezyum miktarının artmasıyla dönüşüm sıcaklıkları görece yükselmiştir ta ki %
73 gibi çok yüksek bir gözenek oranına ulaşılıncaya kadar. Gözenekliliğin çak fazla artmasıyla magnezyum buharı
potayı daha çabuk terketmekte ve bunun sonucunda da dönüşüm sıcaklıklarında az da olsa bir azalma meydana
gelmektedir.
4. SONUÇLAR
Şekil bellek etkisiyle TiNi köpüklerde kazanılan gerinim miktarının artan gözeneklilik ve gerinim ile % 100’lerden %
78’e kadar azaldığı gözlenmiştir. Gözenek miktarının aynı zamanda geri kazanılan gerinimin uygulanan gerinime

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
duyarlılığı da artırdığı gözlenmiştir. Mg boşluk oluşturucu yöntemiyle üretilen gözenekli TiNi şekil bellek alaşımlarının
gözenek miktarlarının, dönüşüm sıcaklıkları üzerinde doğrudan bir etkiye sahip olmadığı görülmüştür. Artan
gözeneklilikle birlikte dönüşüm sıcaklıklarında görülen artışın, eklenen Mg oranının artmasıyla birlikte sinterleme
sırasında oluşan sıvı veya gaz magnezyumun gözenekli TiNi alaşımından oksijen giderme etkisinin artmasına bağlı
olduğu tespit edilmiştir. Gözenekli TiNi alaşımlarının neredeyse tam dönüşüm gösterdiği görülmüştür.
TEŞEKKÜR
Bu çalışma Türkiye Bilimsel ve Teknolojik Araştırma Kurumu (TÜBİTAK, Proje no: 108M118) tarafından desteklenmiştir.
KAYNAKLAR
1. Otsuka, K., Wayman, C.M., shape Memory Materials, Cambridge University Press, Cambridge, UK, 1998.
2. Buehler, W.J., Gilfrich, J.W., Wiley, R.C., “Effect of Low-Temperature Phase Changes on the Mechanical Properties
of Alloys near Composition TiNi ” Journal of Applied Physics, Vol. 34, pp. 1475-1477, 1963.
3. Otsuka, K., Ren, X., “Physical Metallurgy of Ti-Ni-based Shape Memory Alloys”, Progress in Material science,
Vol. 50, pp. 511-678, 2005.
4. http://www.biyomalzeme.org.tr/haberler.html,
Erişim Tarihi: 25.06.2011.
5. Shabalovskaya, S., “On the Nature of Biocompatibility and Medical Applications of Shape Memory and Superelastic
NiTi-Based Alloys”, Bio-Medical Materials and Engineering, Vol. 6,pp. 267-289, 1996.
6. Gjunter, V.E., Sysoliatin, P., Temerkhamor, T., superelastic shape Memory Implants in Maxillofacial surgery,
Traumatology, Orthopaedics, and Neurosurgery, Tomsk University Publishing House, Tomsk, Russia,
1995.
7. Aydoğmuş, T., Bor, Ş., “Gözenekli TiNi Şekil Bellekli Alaşımlarının Üretilmesi ve Karakterizasyonu”, 15. Uluslararası
Metalurji ve Malzeme Kongresi, Düzenleyen: TMMOB Metalurji Mühendisleri Odası, s. 665-675,
İstanbul, 2010.
8. Aydoğmuş, T., Tarhan Bor, E., Bor, Ş., “Phase Transformation Behavior of Porous TiNi Alloys Produced by
Powder Metallurgy Using Magnesium as a Space Holder”, Metallurgical and Materials Transactions A, in
press, DOI: 10.1007/s11661-011-0714-z.
9. Bansiddhi, A., Sargeant, T.D., Stupp, S.I., Dunand, D.C., “Porous NiTi for Bone Implants: A Review”, Acta
Biomaterialia, Vol. 4, pp. 773-782, 2008.
Bansiddhi, A., Dunand, D.C., “Shape-Memory NiTi Foams Produced by Solid-State Replication with NaF”,
10. Intermetallics, Vol. 15, pp. 1612-1622, 2007.
Bansiddhi, A., Dunand, D.C., “Shape-Memory NiTi Foams Produced by Replication of NaCl Space-Holders”,
11. Acta Biomaterialia, Vol. 4, pp. 1996-2007, 2008.
Itin, V., Gyunter, V., Shabalovskaya, S., Sachdeva, R., “Mechanical Properties and Shape Memory of Porous
12. Nitinol”, Materials Characterization, Vol. 32, pp. 179-187, 1994.
Li, B.Y., Rong, L.J., Li, Y.Y., Gjunter, V.E., “Synthesis of Porous Ni-Ti Shape-Memory Alloys by Self-Propaga-
13. ting High-Temperature Synthesis: Reaction Mechanism and Anisotropy in Pore Structure”, Acta Materialia,
Vol. 48, pp. 3895-3904, 2000.
Yuan, B., Zhang, X.P., Chung, C.Y., Zeng, M.Q., Zhu, M., “A Comparative Study of the Porous TiNi Shape-
14. Memory Alloys Fabricated by Three Different Processes”, Metallurgical and Materials Transactions, Vol.
37A, pp. 755-761, 2006.
Kaya, M., Orhan, N., Kurt, B., Khan, T.I., “The Effect of Solution Treatment under Loading on the Microstruc-
15. ture and Phase Transformation Behavior of Porous NiTi Shape Memory Alloy Fabricated by SHS”, Journal of
Alloys and Compounds, Vol. 475, pp. 378-382, 2009.
Tosun, G., Ozler, L., Kaya, M., Orhan, N., “A Study on Microstructure and Porosity of NiTi Alloy Implants Pro-
16. duced by SHS”, Journal of Alloys and Compounds, Vol. 487, pp. 605-611, 2009.
17. Aydoğmuş, T., Bor, A.Ş., “Production and Characterization of Porous TiNi Shape Memory Alloys”, Turkish
Journal of Engineering and Environmental sciences, Vol. 35, pp. 69-82, 2011.
18. Li, B., Rong, L.J., Li, Y.Y., “Porous NiTi Alloy Prepared from Elemental Powder Sintering”, Journal of Materials
Research, Vol. 13, pp. 2847-2851, 1998.
19. Zhu, S.L., Yang, X.J., Fu, D.H., Zhang, L.Y., Li, C.Y., Cui, Z.D., “Stress-Strain Behavior of Porous NiTi Alloys
Prepared by Powders Sintering”, Materials science and Engineering A, Vol. 408, pp. 264-268, 2005.
493

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Greiner, C., Oppenheimer, S.M., Dunand, D.C., “High Strength, Low Stiffness, Porous NiTi with Superelastic
20. Properties”, Acta Biomaterialia, Vol. 1, pp. 705-716, 2005.
Lagoudas, D.C., Vandygriff, E.L., “Processing and Characterization of NiTi Porous SMA by Elevated Pressure
21. Sintering”, Journal of Intelligent Materials systems and structures, Vol. 13, pp. 837-850, 2002.
Zhao, Y., Taya, M., Kang, Y.S., Kawasaki, A., “Compression Behavior of Porous NiTi Shape Memory Alloy”,
22. Acta Materialia, Vol. 53, pp. 337-343, 2005.
23. Aydoğmuş, T., Bor, Ş., “Processing of Porous TiNi Alloys Using Magnesium as Space Holder”, Journal of
Alloys and Compounds, Vol. 478, pp. 705-710, 2009.
24. Zhang, Y.P., Li, D.S., Zhang, X.P., “Gradient Porosity and Large Pore Size NiTi Shape Memory Alloys”, scripta
Materialia, Vol. 57, pp. 1020-1023, 2007.
25. Grummon, D.S., Shaw, J.A., Gremillet, A., “Low-Density Open-Cell Foams in the NiTi System”, Applied Phy-
sics Letters, Vol. 82, pp. 2727-2729, 2003.
Guoxin, H., Lixiang, Z., Yunliang, F., Yanhong, L., “Fabrication of High Porous NiTi Shape Memory Alloy by
26. Metal Injection Molding”, Journal of Materials Processing and Technology, Vol. 206, pp. 395-399, 2008.
Bertheville, B., “Porous Single-phase NiTi Processed under Ca Reducing Vapor for Use as a Bone Graft Su-
27. bstitute”, Biomaterials, Vol. 27, pp. 1246-1250, 2006.
Wu, S., Chung, C.Y., Liu, X., Chu, P.K., Ho, J.P.Y., Chu, C.L., Chan, Y.L., Yeung, K.W.K., Lu, W.W., Cheung,
28. K.M.C., Luk, K.D.K., “Pore Formation Mechanism and Characterization of Porous NiTi Shape Memory Alloys
Synthesized by Capsule-Free Hot Isostatic Pressing”, Acta Materialia, Vol. 55, pp. 3437-3451, 2007.
Yuan, B., Zhang, X.P., Chung, C.Y., Zhu, M., “The Effect of Porosity on Phase Transformation Behavior of
29. Porous Ti-50.8 at.% Ni Shape Memory Alloys Prepared by Capsule-free Hot Isostatic Pressing”, Material
science and Engineering A, Vol. 438-440, pp. 585-588, 2006.
Li, H., Yuan, B., Gao, Y., Chung, C.Y., Zhu, M., “High-porosity NiTi Superelastic Alloys Fabricated by Low-
30. pressure Sintering Using Titanium Hydride as Pore-forming Agent”, Journal of Materials science, Vol. 44,
pp. 875-881, 2009.
ASTM F 2004-05, Standard Test Method for Transformation Temperature of Nickel-Titanium Alloys by Thermal
31. Analysis, ASTM, Philadelphia, PA, 2010.
494

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
AKIM DESTEKLİ SİNTERLEME YÖNTEMİ İLE ÜRETİLEN siC p TAKVİYELİ
BRONZ MATRİKSLİ MMK’İN KARAKTERİZASYONU
Mehmet UYsAL Ramazan KARSLIOĞLU, Ahmet ALP Hatem AKBULUT,
Sakarya Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü
54187 Adapazarı/SAKARYA mehmetu@sakarya.edu.tr
öZET
Bu çalışmada bronz (% 90 Cu - %10 Sn) matriks içerisine farklı boyutlarda(65-52-45 ve 37 μm) hacimce %20
takviyeli silisyum karbür (SiC) ilave edilerek metal matrisli kompozit malzeme (MMK) üretilmesi amaçlanmıştır.
İstenilen bileşimdeki tozlar, bilyalı değirmen kullanılarak homojen şekilde karıştırılıp soğuk olarak basınç altında
şekillendirilmiştir. Şekillendirilen bu yapı yüksek akım ve düşük voltaj kullanılarak hızlı bir şekilde sinterlenmiştir.
Üretilen numunelerin mikro yapı, mikro setlik özellikleri ile oluşan fazlar ve matriks fazı içersindeki partikül dağılımı
Taramalı Elektron Mikroskobu (SEM) kullanılarak incelenmiştir.
Anahtar Kelimeler: Akım destekli sinterleme, Bronz, SiC, MMK
ABsTRACT
In this study, a bronze matrix (90 wt. % Cu + 10 wt. % Sn) was reinforced with SiC particles using mechanical alloying
and then produced by subsequent rapid current sintering technique. The mechanically ball milled bronze
powders were reinforced with electroless Ni coated 20 vol. % SiC particles with four different particle sizes of 65, 52,
45 and 37μm. Microstructure of the bronze /SiC composite produced by these techniques have been investigated
by means of SEM.
Keywords— current sintering, bronze, SiC, MMC
1.GİRİŞ
Kompozit malzemeler; sergiledikleri mükemmel dayanım özellikleri, farklı birlesim ve geometrilerde üretilebilmeleri,
yorulma, tokluk, yüksek sıcaklık, oksitlenme ve asınma dayanımlarının yüksek olması nedeniyle, endüstriyel
alanlarda gün geçtikçe daha fazla kullanılmaktadır Yüksek elastik modül, yüksek mukavemet ve yüksek aşınma
direnci gibi özellikleri sağlamak üzere metal alaşımlarına yapılan ilaveler, partikül şeklinde SiC, TiC, B 4 C ve Al 2 O 3
gibi seramik takviyeler olabilmektedir [1-3].
Günümüzde metal matris kompozit malzeme üretiminde sıvı yöntemler, partikül takviyeli metal matris kompozit
sistemlerinde oldukça tercih edilen üretim prosesleridir. Genel olarak üstün döküm kalitesi ve yüksek üretim kapasitesine
sahip olması ve son şekle yakın üretim imkanı sağlaması gibi avantajları nedeniyle sıkıştırma döküm prosesi
önemli üretim tekniklerinden birisidir.[4]
Düşük termal genleşme katsayısı, yüksek sertlik, yüksek elastik modül, iyi elektriksel iletkenlik, yüksek termal iletkenlik,
iyi aşınma dayanımı gibi özelliklerinden dolayı bakır esaslı kompozitler, yüksek hibrid modüllü malzemelerin,
elektronik rölelerin, elektrikli yayların, birçok elektrik/elektronik parçaların, frenlerin, sürtünmeye dirençli malzemelerin
üretimi gibi amaçlar için kullanılmaktadır [5,6].
Bu çalışmada kompozit malzemeler, bronz matriks içersine farklı boyutlarda hacimce %20 SiC tozları ilave edilerek,
akım destekli sinterleme yöntemi kullanılarak üretilmiştir. Akım sinterleme yönteminin seçilme nedeni, kısa süre-
495

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
lerde yoğun ve ekonomik kompozitlerin elde edilmesidir. Yöntem aynı zamanda sinterlenen kompozitlerin istenildiğinde
bir altlık üzerine kaplanmasına imkan verebilecek esneklikte olmasından dolayı da tercih edilmiştir. Üretim
prosesi uygulanmadan önce SiC seramik partiküllerinin matriks yapıya daha kolay girmesini sağlayacak ıslatma
şartlarını sağlamak amacıyla da akımsız yöntemle nikel kaplanmıştır. Üretilen kompozit malzemelerin fiziksel ve
yapısal özelliklerinin tespiti amacıyla mikroyapı, sertlik ve aşınma özellikleri incelenmiştir.
2.DENEYSEL ÇALIŞMALAR
2.1. Malzemeler
MMK malzeme üretiminde matriks malzemesi olarak bronz (%90bakır-%10 kalay), takviye malzemesi olarak % 20
hacimce oranında 65, 52, 45 ve 37 μm boyutlarında SiC seramik partikülleri kullanılmıştır.
2.2. Seramik Tozların Akımsız Yöntemle Nikel Kaplanması
Kompozit malzeme üretiminde, metal ile seramik partiküller arasındaki arayüzey büyük sorun oluşturmaktadır. Bu
ara yüzey sorununu ortadan kaldırabilmek için metal ile seramik arasındaki ıslatabilirliği arttırmak gerekmektedir.
Metal ile seramik partikülleri arasındaki ıslatabilirliği geliştirmek için birkaç yol vardır. Seramik partiküllerin üzerini
metal ile kaplamak bunlardan biridir. Yapılan bu çalışmada bazik çözeltide ve akımsız kaplama şartlarında SiC
seramik partiküllerinin yüzeyleri Ni kaplanmıştır.
Şekil 1. Akım sinterleme deney düzeneğinin görüntüsü [4]
2.2.1. Kaplama Öncesi Uygulanan Ön Yüzey İşlemleri
Seramik Tozlarının Temizlenmesi: Kaplama yapılacak SiC seramik tozlarının yüzey özellikleri kaplamanın verimliliği
açısından çok önemlidir. Bu yüzden seramik tozların kaplama öncesi yüzeyleri ultrasonik temizleme cihazında
aseton çözeltisi içinde yapılmıştır.
Hassaslaştırılma İşlemi: Bu işlemden amaç toz yüzeylerinde kalay iyonlarının adsorbsiyonudur. Seramik tozlar
aseton ile temizlendikten sonra SnCl 2 çözeltisinde belirli sürelerde tutulmak suretiyle hassaslaştırma işlemi uygulanmıştır.
Aktivasyon İşlemi: Bu işlem genellikle hassaslaştırma işlemi akabinde uygulanmaktadır. Bu işlem sırasında tozlar
aktivasyon amacıyla PdCl 2 çözeltisinde belirli bir süre bekletilmektedir. Bu esnada toz yüzeylerinde kalayın yükseltgenmesi
sırasında indirgenen Pd, çok ince bir tabaka oluşturmaktadır. Tozlar daha sonra 90 o C’de etüvde kurutula-
496

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
rak kaplamaya hazır hale getirilmiştir.
2.2.2.Seramik Tozlarının Kaplanması İşlemleri
SiC seramik tozlarının kaplanmasında kullanılan akımsız nikel kaplama banyosu bileşimi ve parametreleri Tablo
1’de verilmiştir. Kaplamalar, pH’ı 8 olan alkali çözeltide ve 70 0 C sıcaklıkta gerçekleştirilmiştir.
Tablo 1 Akısız kaplama parametreleri
Banyo bileşenleri ve parametreleri Datalar
NiCl 2
2.3. Kompozit Malzeme Üretimi
497
(45.0 g/l)
Na-citrate (C 6 H 5 Na 3 O 7 . 2H 2 O) (100.0 g/l)
NH 4 Cl (50.0 g/l)
sodium hypophosphite 8.0 g/l)
pH 8
Sıcaklık 70 o C
Süre 10 dak
Partikül miktarı 10 g/l
Bronz matrisli kompozit malzeme üretimi için ilk önce, akımsız nikel ile kaplanmış SiC seramik tozlar ile bronz tozları,
karıştırma işlemine tabi tutulmuştur. Farklı boyutlardaki SiC tozları hacimce % 20 olacak şekilde bronz matriks
içersine ilave edildikten sonra gezegensel değirmende karıştırma işlemi gerçekleştirilmiştir. Karıştırma işlemi numune/bilya
ağırlıkça oranı 1/15 oranında olacak şekilde WC bilyeler kullanılarak 1 saat süreyle gerçekleştirilmiştir.
Bu işlemden sonra tozlar 300 kg/cm 2 ’lik basınç altında 10 dakika süreyle soğuk izostatik preslenerek ham numuneler
elde edilmiştir. Akabinde akım destekli sinterleme yöntemi ile bronz matrisli, hacimce %20 SiC takviyeli kompozit
malzemeler elde edilmiştir. Şekil 1 de akım destekli sinterleme yönteminin görüntüsü verilmiştir. Düzeneğe
yerleştirilen numune 10 dk süreyle 2,0 V altında ortalama 1000 A akım etkisinde bırakılarak hızla yüksek sıcaklığa
çıkarılmış ve sinterleme işlemi gerçekleştirilmiştir.
2.4. Kompozit Malzemelerin Karakterizasyonu
Üretilen bronz alaşımı ve kompozit malzemeler metalografik numune hazırlama teknikleri ile sırasıyla 600, 800,
1200 lük elmas zımpara kullanılarak kaba ve ince olarak zımparalanmıştır. Daha sonra elmas pastalar yardımıyla
kaba ve ince parlatma işlemlerine tabi tutulmuştur. Metalografik olarak hazırlanan yüzeyler daha sonra etanol ile
temizlenmiş ve yüzeydeki kirlilikler giderildikten sonra tozların dağılımı ve morfolojisinin belirlenmesi için JEOL JSM
6060LV marka taramalı elektron mikroskobu (SEM) ile geri saçılımlı elektron dedektörü kullanılarak incelenmiştir.
Matriksteki özellik değişimlerinin tespiti amacıyla üretilen kompozitlerin mikrosertlikleri incelenmiştir. Leica VMHT
MOT Mikro sertlik cihazında her bir numune için en az 5 alandan vickers setlik ölçümleri yapılmış ve 5 ölçümün
ortalaması alınmıştır. Öçlümler 15 saniye süre ile 50 gr yük altında gerçekleştirilmiştir.
3. DENEYSEL SONUÇLAR
3.1. Mikroyapı Çalışmaları
3.1.1. Akımsız Nikel Kaplama Numuneleri
Kompozit malzeme üretiminden önce SiC seramik tozlarına akımsız yöntem ile nikel kaplama yapılmıştır. Şekil 2’de
nikel kaplama yapılmamış ve nikel kaplama uygulanmış SiC seramik tozlarının SEM yapıları görülmektedir. SEM
resimlerinden görüldüğü gibi SiC seramik tozlarının üzeri nikel ile başarılı bir şekilde kaplanmıştır. Nikel partikülleri

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
a) b)
seramik tozlarının yüzeyini homojen şekilde kaplamış ve tozların keskin köşelerinde yoğun olarak birikmiştir.
c
498

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 2 a) a) Kaplanmamış SiC seramik tozları b)Ni kaplanmış SiC seramik tozları c) Ni kaplanmış SiC seramik
3.1.2. Kompozit Malzemeler
tozların EDS analizi
Bronz matrisli kompozit malzemeler, bronz içersine farklı boyutlarda ve %20 oranında SiC takviyesi yapılmak suretiyle
ve akım destekli sinterleme yöntemi kullanılarak üretilmiştir. Sinterleme işlemi bütün malzemeler için 1000 A
akım altında ve 10 dak. süre ile gerçekleştirilmiştir. Farklı boyutlarda SiC ile takviye edilmiş kompozit malzemelerin
SEM görüntüleri Şekil 3’de verilmiştir. Bronz matrisli kompozit malzemelerin mikroyapısal çalışmalarında SiC seramik
partiküllerinin bronz matris içerisine homojen olarak dağıldıkları görülmektedir. SiC seramik partiküllerin matris
içersine homojen dağılımını, SiC partikülleri ile matris malzemesi arasında arayüzey bağının iyi olması ve alaşım
tarafından SiC partiküllerinin iyi ıslatabilirliliği sağlamıştır. Ayrıca ön işlem safhasında uygulanan, gezegensel değirmen
ortamında yapılan karıştırma işleminin etkin ve ideal şartlarda yapılmış olması da bu sonuç üzerinde ciddi etki
doğurmuştur. Seramik partikülleri ile matris arasındaki arayüzeyin görünümünün de çok iyi olduğu söylenebilir.
Şekil 3 Bronz SiC kompozit malzemelerim SEM görüntüsü a) 65μm b) 52 μm c) 45 μm d) 37 μm
3.2. Sertlik Ölçümleri
Numunelerin sertlik ölçümleri mikro-sertlik cihazında Vickers sertlik yöntemi kullanılarak yapılmıştır. Sertlik değerleri,
metalografik olarak hazırlanmış numunelerden 50 gr yük altında 15 sn süreyle ve 5 farklı ölçümün aritmetik
ortalaması alınarak yapılmıştır.
İncelenen kompozitlerin sertlik değerleri şekil 4 de verilmiştir. Takviye edilen SiC seramik tozların boyutları düştükçe
kompozit malzemenin sertliğinde artış görülmektedir. Kompozit malzemelerde en yüksek sertlik, 37 μm partikül
boyutuna sahip SiC seramik tozların ilavesiyle elde edilmiştir.
Bunun sebebi bronz matrisin içindeki sert SiC seramik partiküllerinin bulunmasından dolayı matris takviye fazı
arayüzeyinde dislokasyon yoğunluğunun artması ve partikülerin dispersiyon sertleşmesi etkisi yapmasıdır. Ayrıca
SiC seramik partiküllerinin boyutlarının düşük olması, daha fazla yüzey alanının oluşmasına ve sertliğin daha da
yükselmesine neden olmuştur.
499

4.Sonuçlar
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 4. Bronza SiC ilavesiyle sertlikte meydana gelen değişim
Akım destekli sinterleme yöntemi kullanılarak SiC takviyeli kompozitler kısa sürede başarılı bir şekilde üretilmiştir.
Takviye fazı ile matris arasındaki ara yüzeyi iyileştirmek için SiC seramik tozları akımsız yöntem ile nikel kaplanmıştır.
SiC seramik tozlarının yüzeyi homojen bir şekilde kaplanmıştır. Bronz matris içersine 65-52-45-37 µm boyutlarında
hacimce %20 oranın SiC takviye fazı ilave edilerek akımla sinterleme yöntemiyle kompozit malzemeler
üretilmiştir. SiC partikülleri matris içersine homojen olarak dağılarak başarılı bir kompozit üretilmiştir. Matris içersine
ilave edilen SiC partiküllerinin boyutları düştükçe kompozit malzemenin sertliğinde artış meydana gelmiştir.
KAYNAKLAR
1.Ramesh, C.S. , Noor Ahmed R. , Mujeebu M.A., Abdullah M.Z. Development and performance analysis of novel
cast copper–SiC–Gr hybrid composites Materials and Design Vol. 30, pp 1957–1965 2009
2. Pul M, Çalın R., Seker U. İnfiltrasyon Yöntem ile Üretilmiş Al Matrisli MgO Takviyeli Yel_ Kompozitlerin İşlenebilirliğin
Asıl Kesme Kuvvetleri Açısından Degerlendirilmesi 2. Ulusal Tasarım _malat ve Analiz Kongresi 11–12 Kasım
2010 - Balıkesir
3. Mindivan H., Kayali E.S SiC takviyeli 2618 Al matrisli kompozitlerin aşınma davranışı itüdergisi mühendislik
Cilt:6, Sayı:2, 63-70 Nisan 2007
4. Karslioğlu R., Uysal M., Alp A., Akbulut H., Current Actıvated Sınterıng Of Bronze Hybrıd Mmcs Coatıngs On
Steel Substrates 5th International Powder Metallurgy Conference October 8-12, 2008 Ankara – TURKEY
5. Sapate S.G., Uttarwar A., Rathod R.C., Paretkar R.K. Analyzing dry sliding wear behaviour of copper matrix
composites reinforced with pre-coated SiCp particlesMaterials and Design Vol.30 pp 376–386 2009
6. Tjong S.C., Lau K.C. Tribological behaviour of SiC particle-reinforced copper matrix Composites Materials Letters
Vol. pp 43. 274–280 2000
7. Jianhua Z., Lei L., Bin S., Wenbin Hu Mechanical properties of Cu/SiCp composites fabricated by composite
electroformingMaterials Letters Vol. pp 61 2804–2809 2007
500

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Demir eSaSlı toz alaŞımınDa Sinterleme ile SertleŞtirme
iŞleminin mekanik özelliklere etkiSi
Hakan HaFızoĞlu*, Nuri DURLU*, Aytaç ATAŞ**, Hüsnü ÖZDURAL**
*TOBB Ekonomi ve Teknoloji Üniversitesi, Makine Mühendisliği Bölümü, Söğütözü Caddesi No:43, Ankara,
**Toz Metal Ticaret ve Sanayi A.Ş. İstanbul Caddesi No:75 Gürpınar, Büyükçekmece, İstanbul
özet
Sinterleme ile sertleştirme işlemi ikincil bir ısıl işleme gerek kalmaksızın yüksek mekanik özellikler veren düşük
maliyetli ve tek aşamalı bir imalat işlemidir. Bu çalışmada Fe-1,5Cu-0.62C toz alaşımında sinterleme ile sertleştirme
işleminin mekanik özelliklere etkisi incelenmiştir. Numuneler 600 MPa basınç altında preslendikten sonra 1120
°C’de sanayi ölçekli fırında metan gazı ortamında 20 dakika süre ile sinterlenmiştir. Sinterleme işleminden sonra
numuneler iki farklı soğutma hızında soğutularak, sertleştirilmiştir. Sinterlenmiş numunelerin bir bölümüne ikincil
bir ısıl işlem uygulanmıştır. Sinterlenmiş, sinterleme ile sertleştirilmiş, sinterlenmiş ve ikincil ısıl işlem uygulanmış
numunelerde yapılan mekanik testler ile makro sertlik değerleri, çapraz kırılma dayanım değerleri belirlenmiş ve
numunelerin mikroyapıları incelenmiştir. Çalışma, Fe-1,5Cu-0,62C alaşımı için sinterleme ile sertleştirme işleminde
kullanılan soğutma hızlarının yeterli olmadığını ve sinterleme ile sertleştirme işleminin ikincil ısıl işleme kıyasla daha
düşük sertlik değerlerine yol açtığını göstermiştir.
anahtar kelimeler: Toz metalürjisi, sinterleme ile sertleştirme, ısıl işlem, demir esaslı tozlar
eFFeCt oF Sınter HarDenınG on meCHanıCal ProPertıeS oF an
ıron BaSeD PoWDer alloY
aBStraCt
Sinter hardening is a low cost one step manufacturing process which gives high enough mechanical properties
without the need of a secondary heat treatment. In this study, the effect of sinter hardening on the mechanical
properties of Fe-1,5Cu-0,62C powder alloy was investigated. Samples were pressed under 600 MPa and sintered at
1120°C under methane for 20 minutes. After sintering, sinter hardening was done under two different cooling rates.
Some of the sintered samples were heat treated as a secondary operation. The macrohardness and transverse
rupture strength values of the sintered, sinter hardened, sintered and heat treated samples were determined.
Microstructural analysis of the samples were done with optical and scanning electron microscopy. The study show
that for the alloy with the composition Fe-1,5Cu-0,62C with the cooling rates utilized one step sinter hardening
process did not improve the hardness of the samples in comparison to the sintered and heat treated samples.
key Words : Powder metallurgy, sinter hardening, heat treatment, iron based powders
1. GiriŞ
Sinterleme ile sertleştirme işlemi son zamanlarda önemi artan, düşük maliyetli ve yüksek performanslı parça
imalatında kullanılan bir imalat tekniğidir [1]. Sinterleme ile sertleştirme işleminin geleneksel sinterleme ve sonrasında
yapılan ikincil ısıl işleme kıyasla çeşitli avantajları bulunmaktadır. Bunlardan ilki, sinterleme ile sertleştirme işlemi
uygulanan parçalarda ikincil bir ısıl işleme gerek kalmaması nedeni ile üretim maliyetlerinin düşmesidir. İşlemin
501

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
diğer bir avantajı, sinterleme ile sertleştirilen parçalarda su verme işlemi ile sertleştirilen parçalara kıyasla daha az
boyutsal değişimin gözlenmesi ve imalat işleminin kolaylaşmasıdır [2]. Geleneksel sinterleme ve ikincil ısıl işlemde
parçalar yağ banyosunda soğutulmaktadır. Sinterlenmiş parçaların gözenekli olması, soğutma işlemi sırasında
yağın gözeneklere sızmasına neden olmaktadır. Yağın gözeneklerde birikmesi ve sonrasında belirli bir sıcaklıkta
uzaklaştırılmaması mekanik özellikleri olumsuz etkilemektedir. Sinterleme ile sertleştirme işleminde soğutma
işleminin sinterleme fırını içinde yapılması bu tür sorunların oluşumunu engellemekte ve düşük maliyetli yüksek
performanslı parça üretimine yol açmaktadır.
Sinterleme işleminden sonra yapılan özellik artırıcı ısıl işlemlerde parça yüzeyinde veya tüm parça kesiti boyunca
menevişlenmiş martensitli mikroyapıların elde edilmesi esas amaçtır [2]. Sinterleme ile sertleştirme işleminde
martensitli mikroyapıları oluşturmak için sinterleme işlemi sonrasında sırasında soğutma hızının ayarlanması
gerekmektedir. Soğutma hızının martensit oluşumu için gerekli düzeyde olması, iş parçasının kimyasal bileşimi
ve kütlesi ile ilgili olup, bu hız 900-425 °C aralığında genellikle 1-10°C/sn olarak belirtilmiştir [1]. Sinterleme ile
sertleştirme işleminde soğutma hızını etkileyen çeşitli unsurlar bulunmaktadır. Parça geometrisi, fırın tasarımı,
soğutucu akışkanın ısı kapasitesi, parçadaki gözeneklilik miktarı gibi unsurlar soğutma hızını etkilemektedir.
Sinterleme ile sertleştirme işleminde, soğutma hızı dışında alaşımlama elementlerinin parçaların sertleşebilirliğini
artırması açısından önemi büyüktür. Alaşım elementleri, sürekli soğuma dönüşüm diyagramlarında (CCT) martensitli
dönüşüm için gerekli soğutma süresini artırarak, daha uzun bir sürede martensit oluşumu sağlamaktadır [3].
Sertleşebilirliği artırmak için kullanılan alaşım elementleri Mn, Cr, Si, Mo, Ni, C, Cu olarak gösterilebilir. Ni, Mo, Cu
elementlerinin oksijen ile tepkimeye girme eğilimleri az olduğu için sertleşebilirliği arttırması açısından en yaygın
kullanılan alaşımlama elementleridir. Karbon, sertleşebilirliği diğer alaşım elementlerine kıyasla daha düşük oranda
artırmaktadır. Alaşım elementi olarak karbon kullanıldığı taktirde bu element sadece oluşan martensitin sertliğini
artırmaktadır. Alaşım elementlerinin yüksek miktarda kullanılması tozun sıkıştırılabilirliğini azaltırken işlemdeki
maliyetlerin artmasına neden olur [4]. Bu nedenle, son zamanlarda soğutma yapılacak parçalar ile soğutucu akışkan
arasındaki ısı iletiminin artırılması amaçlanmıştır. Daha hızlı soğutma, parçada istenilen özelliklerin oluşması için
gerekli koşullardan biridir. Yüksek hızda soğutma işlemi, endüstriyel fırınlarda bandın daha hızlı çalışmasını ve
üretimin artmasını sağlar. Sertleşebilirliği etkileyen bir diğer unsur da östenit tane boyutudur. Östenit tane boyutu
arttıkça tane sınırı azalacağından, tane sınırlarında oluşan pörlit oluşumu zorlaşacaktır. Sertliği düşük olan pörlitin
oluşmaması parçanın sertleşebilirliğini olumlu bir şekilde etkilemektedir.
Toz metalurjisiyle üretilmiş parçalarda, gözeneklilik mekanik özellikleri etkilemektedir [5]. En önemli değişken toplam
gözeneklilik miktarıdır ve parçanın nihai yoğunluğu gözeneklilik hakkında fikir vermektedir. Bir diğer değişken ise
gözeneklerin geometrisidir. Geniş ve düzensiz gözenekler mekanik özellikleri olumsuz etkilemektedir.
Bu çalışmanın amacı, Fe-1,5Cu-0,62C toz alaşımında sinterleme ile sertleştirme işleminin ve sinterleme işleminden
sonra yapılan ikincil ısıl işlemin mekanik özelliklere etkisinin incelenmesidir.
2. DeneYSel Yöntem
Bu çalışmada, Höganas firmasının su atomizasyon yöntemiyle ürettiği saf demir tozu (ASC100.29) kullanılmıştır.
Tozun tane boyutu 50-150 mikron arasında değişmektedir. Saf demir tozuna ağırlıkça %1,5 oranında bakır (toz
boyutu 149 mikron) ve %0,62 oranında grafit tozu ilave edilmiştir. Çalışmada kullanılan toz bileşimi ve özellikleri
Çizelge 1’ de verilmiştir. Demir esaslı tozlarda bakır sinterlenmiş parçadaki boyutsal değişimi en aza indirmek için
kullanılır [6] . Grafit ise hem sertliği arttırmak hem de yağlayıcı etkisi yaratmak için kullanılan bir alaşım elementidir.
Toz karışımına yağlayıcı olarak %0,5 MnS ve bağlayıcı olarak %0,9 amide mumu eklenmiştir.
çizelge 1. Fe-1,5Cu-0,62C tozunun bileşimi ve özellikleri.
Miktar Grafit Cu Fe Görünür yoğunluk Akışkanlık
% ağırlık 0,62 1,5 kalan 3,00 g/cm 3 35 s/50 g
Numuneler 600 MPa basınç altında 60 tonluk Instron marka çekme-basma cihazında tek yönlü preslenmiştir.
Presleme işleminden sonra numunelerin ham yoğunlukları 7,07 g/cm 3 olarak ölçülmüştür. Deneysel çalışmalarda
iki farklı geometride numune preslenmiştir. Bu numuneler; üç nokta eğme deneylerinde kullanılmak üzere preslenen
çubuk numuneler ve makro sertlik, mikro sertlik ve mikroyapı çalışmaları için kontrol numunesi olarak preslenen
502

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
pelet numunelerdir. 16 mm çaplı pelet numunelerde 8 gr toz kullanılırken çubuk numunelerde yaklaşık olarak 17 gr
toz kullanılmıştır. Pelet numunelerden üçer tane, çubuk numunelerden TS 4222 EN ISO 3325 standartlarına uygun
olarak beşer tane hazırlanmıştır.
Preslenen numunelerin sinterleme işlemleri ve sinterleme ile sertleştirme işlemleri Tozmetal firmasındaki fırında
gerçekleştirilmiştir. Sinterleme işlemlerinde sinterleme ortamı olarak metan gazı kullanılmıştır. Fırında; ilk olarak
700°C’ de yağlayıcı ve bağlayıcı giderme işlemi yapılmış, daha sonra numuneler 1000°C’ye, 1050°C’ye ve
1120°C’ye kademeli olarak ısıtılarak sinterleme işlemi gerçekleştirilmiştir. Numuneler 1120°C’de 20 dakika süre
ile sinterlenmişlerdir. Sinterleme işleminden sonra yavaş soğutma koşulları 5 Hz olarak ayarlanmış, sinterleme ile
sertleştirme işlemleri ise orta hızda soğutmada 15 Hz ve hızlı soğutmada ise 35 Hz olarak gerçekleştirilmiştir. Fırının
bant hızı 200 mm/dak. olup her bir çevrim 1 saat 20 dakikada tamamlanmıştır.
Sinterleme işlemlerinden sonra numunelerin çapraz kırılma dayanımları, makrosertlik ve mikrosertlik değerleri
belirlenmiştir. Çapraz kırılma dayanım değerleri 5 tonluk Instron çekme-basma cihazında TS 4222 EN ISO 3325
standartlarına uygun olarak gerçekleştirilmiştir.
Basma hızı olarak 1 mm/dak. seçilmiş, numune boyutları; 31,8x12,8x6 mm olarak belirlenmiştir. Makro sertlik
ölçümleri Wilson-Wolpert cihazında Brinell yöntemi ile (HB), mikrosertlik ölçümleri Buehler cihazında Vickers
yöntemi ile (HV0,1) yapılmıştır. Mikroyapı çalışmalarında dağlayıcı çözeltisi olarak %3’lük nital çözeltisi kullanılmıştır.
Sinterlenmiş numunelerin bir bölümü karbonitrürleme ikincil ısıl işlemine tabi tutulmuştur. Karbonitrürleme işlemi
850°C’de, C miktarının 0,65 ve NH 3 miktarının 0,5 olduğu durumda 120 dakika süre ile gerçekleştirilmiş, sonraki
aşamada sıcaklık 810°C’ ye düşürülmüş ve numunelere 30 dakika süre ile karbon ve amonyak nüfuz ettirilmiştir. Son
aşamada, numuneler 100°C’de bulunan yağ banyosunda soğutulmuş ve 85°C’ de yıkama işlemi gerçekleştirilerek
işlem tamamlanmıştır.
3.DeneYSel Sonuçlar ve tartıŞma
3.1.mekanik özellikler
Sinterlenmiş, sinterleme ile sertleştirilmiş, ve ikincil ısıl işlem uygulanmış numunelerin mekanik özellikleri Çizelge
2’ de verilmiştir. Sinterlenmiş numunelerin sertlik değeri 144 HB olarak ölçülmüştür. Sinterleme işleminden sonra
iki farklı soğutma hızında yapılan sinterleme ile sertleştirme işlemi sertlik değerlerinde az bir artışa yol açmış ve
numunelerin sertlik değerleri orta hızda yapılan soğutma ilemi için 160 HB, yüksek hızda yapılan soğutma işlemi için
167 HB olarak ölçülmüştür. Orta ve yüksek hızda yapılan sinterleme ile sertleştirme işleminde sertlik değerindeki
artışın az olması Fe-1,5Cu-0,62C alaşımı için soğutma hızının yeterli olmadığını ve buna bağlı olarak martensit fazı
oluşumunun gerçekleşmediğini göstermektedir.
Sinterleme işleminden sonra yapılan ikincil ısıl işlem ile (karbonitrürleme), numunenin sertliği artmış ve sertlik değeri
246 HB olarak ölçülmüştür. Sertlik değerindeki artışın nedeni karbonitrürleme işlemi sırasında numune yüzeyinde
meydana gelen bileşim değişimi ve su verme işlemi sonrasında numune kesiti boyunca oluşan martensit fazıdır.
İkincil ısıl işlem uygulanmış numunenin kesit boyunca mikrosertlik değişimi Şekil 1’de verilmiştir.
çizelge 2. Sinterlenmiş ve sinterleme ile sertleştirilmiş numunelerin mekanik özellikleri.
Numune
(Fe-%2Cu-%1,5Mo-%0,7C)
Makrosertlik
(HB)
503
Çapraz Kırılma Dayanımı (MPa)
Sinterleme (1120°C, 20dak.) 144±3 943±26
Sinterleme (1120°C, 20dak.) ve
orta hızda soğutma
Sinterleme (1120°C, 20dak.) ve
yüksek hızda soğutma
Sinterleme (1120°C, 20dak.)
+ ikincil ısıl işlem
160±4 918±38
167±3 978±32
246±58 932±36

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Kenar bölgelerde soğutma hızının yüksek olmasına ve martensit fazının oluşumuna bağlı olarak yüksek sertlik
değerleri (∼700 HV0,1) elde edilirken, orta bölgede sertleşebilirliğin düşük olmasına bağlı olarak düşük sertlik
değerleri (∼350 HV0,1) elde edilmiştir.
Şekil 1. Sinterleme sonrası ikinci ısıl işlem uygulanmış numunenin kesiti boyunca mikro sertlik değişimi.
Numunelerin çapraz kırılma dayanım değerlerinin 920-980 MPa arasında değiştiği gözlenmiştir (Çizelge 2). Fe-Cu
alaşımları üzerine yapılan bir çalışmada, 1150°C’de amonyak gazı altında 60 dakika süre ile sinterlenen Fe-2Cu
alaşımının sinterlenmiş dayanım değeri 420 MPa olarak ölçülmüştür [7]. Fe-2Cu-0,6P alaşımı üzerine yapılan bir
çalışmada numuneler 1120C’de endogaz altında sinterlenmiş ve numunelerin çapraz kırılma dayanım değerleri 689
MPa olarak ölçülmüştür [8]. Bu tür alaşımlar üzerine yapılan diğer bir çalışmada Fe-3Cu-0,3C-0,28P alaşımının
sinterlenmiş dayanım değeri 880 MPa olarak ölçülmüş ve C miktarının artışına bağlı olarak dayanım değerinin
arttığı belirlenmiştir [9].
3.2.mikroyapı incelemeleri
Şekil 2’de sinterlenmiş numunenin optik mikroskop ve taramalı elektron mikroskop görüntüleri verilmiştir. Mikroyapı
ötektoid öncesi oluşan ferrit fazından (açık faz) ve ince perlitten oluşmaktadır. Sinterleme işleminden sonra yüksek
hızda soğutulan numunenin optik ve taramalı elektron mikroskop görüntüleri Şekil 3’te verilmiştir. Mikroyapı yavaş
ve orta hızda soğutulan numune mikroyapılarına benzer şekilde ferrit (açık faz) ve ince perlitten oluşmaktadır.
Mikroyapıda soğutma hızının artmasına bağlı olarak ferrit miktarı azaldığı, ince perlit miktarının ise arttığı
gözlenmiştir.
Şekil 2. 1120°C’ de metan gazı ortamında 20 dakika sinterlenen ve yavaş soğutulan numunenin ferrit ve perlit
içeren mikroyapıları.
504

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3. 1120°C’ de metan gazı ortamında 20 dakika sinterlenen ve yüksek hızda soğutulan numunenin ferrit ve
perlit içeren mikroyapıları.(a) 100x, (b) 3000x
Sinterleme işleminden sonra yapılan ikincil ısıl işlem numunenin sertlik değerinde artışa yol açmıştır. Bunun
nedeni karbonitrürleme işlemi ile numunenin yüzey bölgesinde sağlanan bileşim değişimi ve karbonitrürleme
işleminden sonra yapılan hızlı soğutma işlemine bağlı olarak martensit fazının oluşumudur. Numunenin dağlanmış
mikroyapısından elde edilen mikroyapı görüntüleri Şekil 4’te verilmiştir. Şekil 4.a’da verilen optik görüntüsü ısıl
işlem sonrasında karbonitrürleme işlemi ile oluşturulan sertleştirme derinliğini, Şekil 4.b’de verilen optik mikroskop
görüntüsü martensit mikroyapısını göstermektedir.
Şekil 4. 1120°C’ de 20 dakika sinterlendikten sonra ısıl işlem uygulanmış numunelerin mikroyapı görüntüleri. (a)
100x , (b) 1000x
4.Sonuçlar
Bu çalışmada demir esaslı Fe-%1,5Cu-%0,62C toz alaşımında sinterleme ile sertleştirme işleminin mekanik
özelliklere etkisi incelenmiştir. İki farklı soğutma hızında yapılan sinterleme ile sertleştirme işleminin, sinterleme
sonrasında yapılan ikincil ısıl işleme kıyasla istenilen düzeyde sertlik artışına yol açmadığı belirlenmiştir.
teŞekkÜr
Bu çalışma TOBB Ekonomi ve Teknoloji Üniversitesi ve Tozmetal A.Ş firmasının katkıları ile gerçekleştirilmiştir.
Taramalı elektron mikroskop çalışmasındaki katkılarından ötürü Cengiz Tan ve Serkan Yılmaz’a teşekkür ederiz.
5.kaYnaklar
[1] Hatami S., Malakizadi A., Nyborg L., Wallin D., ‘Critical aspect of sinter-hardening of prealloyed Cr-Mo steel’,
Journal of materials Processing technology 2010 1180-1189.
505

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
[2] James W. B., ‘What is Sinter Hardening’, ınternational Conference on Powder metallurgy & Particulate
materials, May 31-June 4, 1998, Las Vegas, Nevada, USA.
[3] Rutz H.G., Graham A.H., Davala A.B., ‘Sinter-Hardening P/M Steels’, ınternational Conference on Powder
metallurgy & Particulate materials, June 29-July 2, 1997, Chicago, IL USA.
[4] Blais C., Serafini Jr. R. E., L’Esperance G., ‘Effect of Hydrojen Concentration in Cooling Zone on Sinter
Hardening’, ınternational Journal of Powder metallurgy, Volume:41, No::4, pp. 33-41, 2005.
[5] Staffelini G., Fontanari V., Hafez A., Benedetti M., ‘Tensile and Fatigue Behaviour of Sinter Hardened Fe-1.5Mo-
2Cu-0.6C Steels’, Powder metallurgy, Volume:52, No:4, pp. 298-303, 2009.
[6] Çetinkaya Ş., ‘Karbon Katkılı Alaşımlı Demir Tozu Peletlerinin Sinterleme Sonrası Özellikleri’, Yüksek lisans
tezi, İstanbul Üniversitesi F.B.E., 2005.
[7] Phadke B., Relationship Between Transverse Rupture Strength and Hardness of P/M Fe-Cu Alloys, the
ınternational Journal of Powder metallurgy and Powder technology, Volume: 17, No:1, pp.37-43, 1981.
[8] Avşar E., Durlu N., Ataş A., Bozacı C., Özdural H., ‘Demir Esaslı Toz Metal Parçaların Sinterleme ile Birleştirilmesi’,
Gazi Üniversitesi mühendislik-mimarlık Fakültesi Dergisi, Volume:25, No:4, 713-718, 2010.
[9] Kohno T., Koczak M.J., Rajagopalan V., Nishino Y., Sintering Improvements in Strength and Dimensional Control
Utilizing Eutectic Phosphide Additions in Iron-Copper-Carbon Alloys, modern Developments in Powder
metallurgy, Volume 15, pp 521-540, 1985.
506

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
CH4 atmoSFerinDe nanokriStal nikel okSit tozunun
izotermal inDirGenmeSi
melek CumBul altaY, Şerafettin EROĞLU
İstanbul Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği
Bölümü, 34320, Avcılar, İstanbul, mcumbul@istanbul.edu.tr, seref@istanbul.edu.tr
özet
Nanokristal nikel oksit tozunun reaksiyon davranışı farklı sıcaklık (1000-1300 K) ve süre için saf metan altında
çalışılmıştır. Nikel oksit toz içeriğinin tanımlanmasında DTA/DSC-TG, FTIR ve XRD tekniklerinden yararlanılmıştır.
Nikel oksit tozunun sadece NiO fazını içerdiği XRD analiz ile ortaya konulmuştur. Enstrümantal analiz, az miktarda
Ni(OH)2xH2O fazının da orijinal nikel oksit tozda mevcut olduğunu göstermiştir. Ağırlık ölçümleri, Ni:O oranının
2:3 olduğunu belirtmiştir. Oksit tozu 1200 K’ de 5 dak içinde saf metan tarafından Ni’ e indirgenmektedir. Artan sıcaklık
ve süreyle serbest C’ da oluşmaktadır. Bu sonuçlar, yüksek sıcaklıklarda (1100-1300 K) termodinamik analiz sonuçlarıyla
kalitatif olarak uyum içinde bulunmuştur.
anahtar kelimeler: Nanokristal toz, Nikel oksit, Metan, İndirgenme
ıSotHermal reDuCtıon oF nanoCrYStallıne nıCkel oXıDe
POWDER UNDER CH4 atmoSPHere
aBStraCt
Reaction behavior of nanocrystalline nickel oxide powder was studied under pure CH4 atmosphere at different temperatures
(1000-1300 K) and time. DTA/DSC-TG, FTIR and XRD techniques were employed for the determination
of contents of nickel oxide powder. Nickel oxide powder consisted of only NiO phase as revealed by XRD. Instrumental
analysis showed that a small amount of Ni(OH)2xH2O phase is also present in the original powder. Weight
measurements indicated that the ratio of Ni to O is 2:3. Oxide powder was reduced to Ni at 1200 K within 5 min
under pure CH4 atmosphere. Free C was also observed with increasing temperature and time. These results were
found to be qualitatively in agreement with those of thermodynamic analysis at high temperatures (1100-1300 K).
keywords: Nanocrystalline powder, Nickel oxide, Methane, Reduction
1. GiriŞ
Nano malzemeler, yeni malzemelerin bir türü olarak, geleneksel bulk (yığın) malzemelere göre boyut etkisi nedeniyle
üstün fiziksel ve kimyasal özellikler sergilemekte ve birçok alanda geniş potansiyel uygulama alanına
sahip olmaktadır. 1990’ lardan beri nano ölçekli bilim ve teknoloji, kimyasal güç kaynakları alanına artan bir ilgiyle
odaklanmıştır [1]. Geçiş metal oksiti olan nikel oksit (NiO) ise NaCl tipi antiferromanyetik yarı iletken özelliğe sahip
olmasından dolayı birçok araştırmanın konusu olmuştur. NiO’ in dikkat çeken özellikleri; yüksek dayanıklılık ve
elektrokimyasal kararlılık, düşük malzeme maliyeti, periyodik karalılık ve geniş yayılma optik yoğunluğu açısından
umut verici iyon depolama malzeme olması ve çeşitli üretim tekniklerine olanak sağlamasıdır. NiO, solar termal
emici, fotoelektroliz ve elektrokromik cihazlarda katalizör olarak potansiyel kullanım alanına sahiptir [2]. Ayrıca NiO,
karbon nanotüp (KNT) sentezinde katalizör hammaddesi olarak da kullanılmaktadır [3].
KNT sentezi için ark deşarj, lazer kazıma ve kimyasal buhar biriktirme (KBB) yöntemleri en sık kullanılan yöntemlerdir
[4]. Ark deşarjı ve lazer kazıma yöntemleri, yüksek sıcaklıklarda katı karbon kaynaklarının buharlaşmasıyla
507

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
oluşan karbon atomlarının yoğunlaşması, KBB yöntemi ise genellikle hidrokarbon gazın (C2H2, CH4, C2H4 vs.)
katalizör partiküllerin yüzeyinde parçalanacağı reaksiyon odasına taşınması temeline dayanmaktadır [5, 6]. KNT
morfolojilerinin sentez sırasında katalizör boyutu ve şekliyle ilişkili olduğu rapor edilmiştir. Katalizör olarak Fe, Co ve
Ni gibi geçiş metal elementleri KNT’ lerin büyümesinde önemli rol oynamaktadır [6].
KNT sentezinde katalizör olarak kullanılan geçiş metal oksit tozunun karbon büyütülmesindeki katalitik etkisinin
belirlenmesinde hidrokarbon gaz atmosferi altındaki indirgenme davranışının anlaşılması büyük önem taşımaktadır.
Bu çalışmada nanokristal nikel oksit tozunun reaksiyon davranışı farklı sıcaklık ve süre için saf metan altında izotermal
şartlarda incelenmiştir. Nikel oksit toz içeriğinin tanımlanmasında birçok farklı malzeme karakterizasyon tekniklerinden
yararlanılmıştır. Ayrıca oksit tozun reaksiyon davranışının daha iyi anlaşılmasına ve indirgenme şartlarının
öngörülmesine yardımcı olması için NiO-CH4 sisteminde termodinamik analiz de yapılmıştır.
2. malzeme Ve Yöntem
Mevcut çalışmada kullanılan deney düzeneği (Şekil 1) esas olarak SiC ısıtıcı elementli sıcak cidarlı fırın, kuvars tüp
(20 mm çapında) ve gaz akış ölçerlerden oluşmaktadır. Deneysel çalışmada katalizör hammaddesi olarak 10-20 nm
boyutlarında % 99,8 safiyette nikel oksit tozu kullanılmıştır. Deney öncesi oksit tozu, nem gidermek amacıyla 373
K’ de 15 dak süreyle etüvde tutulmuştur. İzotermal şartlarda indirgeme çalışmaları için ~0,3728 g nikel oksit tozu
alümina kayıkçık içerisinde fırının sıcak bölgesine yerleştirilmiştir. Daha sonra fırın Ar (%99,999) atmosferi altında
reaksiyon sıcaklığına ısıtılmıştır. İstenilen sıcaklığa erişildiğinde saf CH4 (% 99,5) belirlenen gaz akış hızı3nda ve
sürede sistemden geçirilmiştir. Reaksiyon sonrasında tüm numuneler,
42,5 cm /dak’ lık Ar akış debisinde oda sıcaklığına soğutulmuştur.. Reaksiyon sonrası elde edilen ürünün ağırlığı ölçülmüştür.
Reaksiyonların gelişimini anlamak için ürün/giren (başlangıç) ağırlık oranları hesaplanarak grafik şeklinde
gösterilmiştir. Ağırlık ölçümleri, ± 0.0001 g hassasiyetli elektronik hassas teraziyle (Sartorius) yapılmıştır. İndirgenme
deneyleri 1000-1300 K sıcaklık aralığında, değişik süre (0-45 dak) ve metan gaz akışı (0-70 cm 3 /dak) şartlarında
çalışılmıştır.
Şekil 1. Kimyasal buhar biriktirme reaktörünün şematik görünümü.
Çalışmada kullanılan başlangıç tozu, X ışınları difraksiyon analizi (Rigaku D/Max- 2200/PC), Fourier dönüşümlü kızılötesi
spektrometresi (FTIR; Bruker IFS 66/S), termal analiz (DSC/DTA-TG; TA SDT Q600) ve Yüksek Çözünürlüklü
Geçirim Elektron Mikroskobu (HR-TEM; Jeol 2100) kullanılarak karakterize edilmiştir. HR-TEM analizinde elektron
difraksiyon paterni çekilmiştir. Patern difraksiyon halka oranları kullanılarak çözülmüştür. Başlangıç tozunun kristal
boyutu elde edilen XRD paterninden Denklem 1’ de verilmiş olan Scherrrer formülü ile hesaplanmıştır.
Burada, t = ortalama kristal boyutu, λ = dalga boyu (0,15418 nm), β = yarı yükseklikteki pik genişliği, θ = difraksiyon açısıdır.
508
(1)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Deneysel çalışmalar neticesinde elde edilen ürünlerin faz analizleri XRD yöntemiyle, morfolojik incelemeler ise
Taramalı Elektron Mikroskobu (SEM Jeol 5600, FEG-SEM Jeol 6335F) kullanılarak gerçekleştirilmiştir. Ayrıca,
NiO-CH4 sisteminde termodinamik hesaplamalar serbest enerji minimizasyon yöntemiyle [7] 700-1300 K sıcaklık
aralığında yapılmıştır. 700-1000 K için 71 ve 1100-1300 K için ise 41 gaz fazı bileşeni hesaplamalarda kullanılmıştır. Bu
sistemde en önemli gaz bileşenleri CO, CO2, CH4 ve H2’ dir. Katı faz için 700, 800 ve 900-1300 K’ de sırasıyla 6 (C,
Ni, Ni3C, NiO, NiCO3, Ni(CO)4), 4 (C, Ni, Ni3C, NiO) ve 3 (C, Ni, NiO) bileşen göz önüne alınmıştır.
3. BulGular
3.1. oksit tozun karakterizasyonu
Nikel oksit tozunun HR-TEM görüntüsü, elektron difraksiyon paterni ve XRD paterni Şekil 2 (a-c)’ de gösterilmektedir.
Şekil 2. Başlangıç oksit tozuna ait a) HR-TEM görüntüsü, b) elektron difraksiyon ve c) XRD paternleri.
Toz, genellikle küresele yakın bir morfolojiye sahip olup ölçülen partikül boyutu ortalama 12±6 nm’ dir. Halka
şeklindeki difraksiyon paterni, tozun çok kristalli karakterini yansıtmaktadır. Şekil 2 b’ de, sırasıyla merkezden dışarıya
doğru halkaların (111), (200) ve (220) düzlemlerine ait olduğu tespit edilmiştir. Bu sonuç NiO’ in YMK yapıda
olduğunu göstermektedir. Şekil 2 c’ de verilen tozun XRD paterni YMK yapıyı teyit etmektedir. Paternden görüldüğü
üzere difraksiyon piklerinin şiddetleri ve difraksiyon açıları, NiO’ in yayınlanmış çizgileriyle uyum içindedir. Ayrıca
toza ait şiddetli piklerin yarı yükseklikteki genişlikleri kullanılarak kristal (tane) boyutu Denklem 1 ile 18 nm olarak
hesaplanmıştır. Bu değer üretici firma tarafından rapor edilen ve HR-TEM ile ölçülen değerlere yakındır. Dolayısıyla,
partiküllerin tek (mono) kristal yapıda olduğu anlaşılmıştır.
Nikel oksit tozuna ait argon atmosferi altında elde edilen DSC/DTA-TG diyagramları ile FTIR analiz sonuçları Şekil 3
(a-c)’ de verilmiştir. Şekil 3a’ da verilen diyagramdan ~380 K’ de tozun bünyesinden nemin tamamen ayrıldığı endotermik
DTA ve DSC piklerinden anlaşılmaktadır. TG eğrisinden tozun yaklaşık olarak % 2,5 nem içerdiği belirlenmiştir.
Artan sıcaklıkla 520 K ve 576 K’ de iki endotermik pik gözlenmektedir.
Literatür araştırması, bu piklerin Ni(OH)2xH2O bileşiği ile ilişkili olduğunu göstermektedir [8-11]. Deneysel çalışmada
kullanılan tozun az miktarda bu fazı içerdiği tahmin edilmektedir. İki endotermik pikten birincisinin bileşikte bulunan
yapısal suyun uzaklaşmasıyla, ikincisinin ise bileşiğin Ni(OH)2’ nin NiO’ e dönüşmesiyle ortaya çıktığı sonucuna
varılmıştır. Ayrıca, 710 K’ de görülen küçük ekzotermik pikin yapıda olması muhtemel amorf yapının kristalleşmesiyle ortaya
çıktığına inanılmaktadır. 1150 K’ de DSC eğrisinde daha belirgin görülen geniş endotermik pik, NiO’ in Ar atmosferi
altında çok az miktarda Ni’ e dönüşmesiyle açıklanmaktadır.
Bu duruma tekabül eden TGA eğrisinde düşük oranda artan sıcaklıkla ağırlıkta azalma olmakta olup erişilen nihai
ağırlık değişimi % 88,5’ tir. İlerideki bölümde gösterileceği üzere ağırlık kaybı ve XRD analizleri-1bu sonucu desteklemektedir.
Şekil 3 b’ de verilen orta-IR spektrumunda 3670-3330 cm da-l1ga sayıları arasındaki geniş bandın suya ve
Ni(OH)2’ e [1,2,8,12-15], ve 1976 cm ‘ deki küçük keskin bandların ise ATR kr-istaline (elmas) [16] ait olduğu tespit
edilmiştir. Ayrıca, 1612 [1,2,8,14] ve 660 cm 1 ’ deki bandların su ve Ni(OH)2’ den [12-14] kayn-aklandığı tahmin edilmektedir.
Diğer Ni(OH)2 bandlarının 1432, 1360 [14] ve 560 cm 1 [11,13,17,18] dalga sayılarında bulunduğu tespit
edilmiştir. Orta-IR spektrumunda 460 cm - ‘ de ortaya çıkan bandın NiO’ e ait olduğu b1elirlenmiştir [1,2,8,13,19,20].
Şekil 3 c’ de verilen uzak IR spektrumunda ise 395 cm - ‘ deki geniş band, nano kristal NiO’ ten kaynaklanmaktadır
[17,18].
509

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3. a) Nikel oksit tozuna ait Ar atmosferi altında elde edilen DSC/DTA-TG diyagramları b)orta IR ve c) uzak IR
bölgesinde çekilen FTIR diyagramları.
3.2. CH4 atmosferlerinde oksit tozunun izotermal indirgenmesinde sıcaklık ve sürenin toz ağırlık oranlarına
etkisi
Sabit CH4 gaz akış hızında (13,4 cm 3 /dak) izotermal şartlarda 1000-1300 K sıcaklık aralığında yapılan deneyler
sonucu elde edilen toz ağırlık oranlarının reaksiyon süresiyle değişimi ile 1000 ve 1200 K için sırasıyla 15 ve 7,5
dak reaksiyon süresinde CH4 gaz akış hızının ağırlık oranlarına etkisi Şekil 4 (a-b)’ de verilmiştir. Şekil 4 a’ da görüldüğü
üzere 1000 K’ de ağırlık zamanla azalmakta ve 45 dak içinde % 71 değerindeki yatay çizgiye yaklaşmaktadır.
1100 K’ de ağırlık kaybı daha kısa sürede gerçekleşmekte ve yaklaşık 17,5 dak sonra çok az ağırlık kazancı
görülmektedir. 1200 ve 1300 K’ de ise ağırlık oranı-zaman eğrileri ağırlıkta azalmayı takip eden artış olduğunu
göstermektedir. Ancak, 1300 K’ de ağırlık oranları 1200 K’ e kıyasla daha düşük seviyelerde bulunmaktadır. Bu sıcaklıklarda
(1200-1300 K) ağırlık kaybı düşük sıcaklıklara kıyasla daha hızlı olmaktadır. Şekil 4 b’ de görüldüğü üzere
1000 K’ de ağırlık hemen hemen doğrusal bir şekilde CH4 akış hızıyla azalmaktadır. 1200 K’ de ise ağırlıktaki azalmayı
artış izlemektedir.
Şekil 4. a) 1000-1300 K sıcaklık aralığında reaksiyon süresinin toz ağırlık oranlarına etkisi, b) CH4 akış hızının 1
000 K’ de 15 dak ve 1200 K’ de 7,5 dak süresi sonunda ağırlık oranına etkisi.
3.3. Ürünlerin X-ışınları difraksiyonu ile faz analizi
Şekil 5 (a-d), oksitin değişik sürelerde CH4 ile izotermal reaksiyonu sonucu elde edilen ürünlere ait XRD paternlerini
sırasıyla 1000, 1100, 1200 ve 1300 K için göstermektedir.
510

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 5. 13,4 cm 3 /dak CH4 akış hızında, değişik reaksiyon sürelerinde; a) 1000 K, b) 1100 K, c) 1200 K ve d) 1300 K’
de elde edilen ürünlerin XRD paternleri.
1000 K’ deki paternlerden başlangıçta numunenin NiO ve eser miktarda Ni fazlarını içerdiği, artan reaksiyon süresiyle
Ni pik şiddetlerinin yükseldiği ve NiO’ e ait olanların ise azaldığı görülmektedir. Ayrıca, 45 dak sonunda Ni’ in yanında az
miktarda oksit fazı bulunmaktadır. 1100 K’ de ise 20 dak sonunda oksit tamamen Ni’ e indirgenerek tek faz oluşmaktadır.
1200 K’ de daha kısa sürede (7,5 dak) indirgenme tamamlanmaktadır. Daha yüksek sıcaklıkta (1300 K) 5 dak sonra
Ni ve NiO fazları yanında eser miktarda C fazı (şekilde gösterilen paternde belirgin değil) görülmektedir. 12,5 dak
sonra ise oksit tamamen Ni fazına dönüşmektedir. Süre arttıkça C (002) pik şiddeti de artmaktadır. Şekil 6, 1200 K’
de, 13,4 ve 70 cm 3 /dak CH4 gaz akış hızlarında, 7,5 dak reaksiyon süresinde elde edilen ürünlere ait XRD paternlerini
göstermektedir. Düşük gaz akış hızında sadece Ni’ in, yüksek CH4 gaz akışında ise Ni’ in yanında serbest C’
un bulunduğu paternlerden görülmektedir.
Şekil 6. Değişik CH4 akış hızında elde e3dilen ürünlere ait XRD paternleri. Şartlar: a) 13,4 cm 3 /dak, b) 70 cm /dak
CH4, 1200 K, 7,5 dak.
3.4. Ürünlerin morfolojlerinin incelenmesi
CH4 atmosferinde (13,4 cm 3 /dak) 20 dak’ lık reaksiyon sonunda 1000 ve 1200 K’ de elde edilen numunelerin SEM
görüntüleri sırasıyla Şekil 7 (a-b)’ de gösterilmektedir. 1000 K’ de morfoloji, ortalama boyutu 60±15 nm olan partiküllerden
oluşmaktadır. 1200 K’ de ise partikül boyutunda biraz artış olmakta (ortalama boyut 79±16 nm) ve top şeklinde
yapılar bulunmaktadır.
Şekil 7. SEM görüntüleri. 13,4 cm 3 /dak CH4 gaz akış hızı, 20 dak sürede, a) 1000 K, b) 1200 K’ de elde edilen ürünlere
ait morfolojiler.
511

3.5. termodinamik analiz
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Ar altında ısıtma sonrasında ürünün esas itibarıyla NiO’ ten oluştuğu tespit edilmiştir. CH4 gazı sisteme verilmeden
önce Ar altında ısıtma yapıldığından termodinamik hesaplamalarda Ni:O oranı 1:1 alınmıştır. NiO-CH4 sistemi için yapılan
termodinamik hesaplamalar sonucunda elde edilen denge katı hal diyagramı, denge durumunda oluşan ürünlerin
(katı ve gaz) miktarları sıcaklık (700-1300 K) ve CH4 mol kesrine (nCH4/(nNiO+nCH4) bağlı olarak ifade Şekil 8
(a-c)’ de grafikler halinde verilmektedir.
Şekil 8 a’ dan da görüldüğü üzere 700 ile 1300 K aralığında NiO+Ni, Ni, Ni+C olmak üzere 3 faz alanı mevcuttur.
NiO+Ni faz alanı, çalışılan sıcaklıklarda 0-0,2 CH4 mol kesri aralığında bulunmaktadır. CH4 mol kesri 0,2’ den yüksek
olduğunda, Ni tek faz bölgesinin oluştuğu ve artan sıcaklıkla Ni bölgesinin genişlediği şekilden görülmektedir. Örneğin,
700 ve 1300 K için tek faz Ni bölgesinin sınırları sırasıyla 0,2- 0,3 ve 0,2-0,5 CH4 mol kesir aralıklarındadır. Bu
sınırların üstünde Ni ile beraber serbest C’ da oluşarak Ni+C faz alanı ortaya çıkmaktadır. Bu alan, 1000 K’ in altındaki
sıcaklıklarda genişlemektedir. Şekil 8 b’ den görüldüğü üzere çalışılan sıcaklık aralığında artan CH4 mol miktarı ile
NiO miktarı azalmakta, 0,2 mol kesrinde Ni içeriği % 100’ e ulaşmaktadır. Ni+C faz alanında tüm sıcaklıklarda CH4 mol
kesri arttıkça Ni miktarı azalmakta ve serbest C miktarı artmaktadır. Ancak, 700 K’ de C fazı 1300 K’ e kıyasla daha
düşük CH4 mol kesrinde (0,3) ortaya çıkmaktadır. Şekil 8 c’ de 700-1300 K’ de, H2O, CO2, H2, CO ve CH4 sistemde
bulunan önemli gaz bileşenleri olup kısmı basınçlarının nCH4/(nNiO+nCH4) ile değişimi gösterilmiştir. Grafikte gösterilmemiş
olan miktarı az (

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu reaksiyonlara ilaveten Denklem 4, 5 ve 6’ da verilmiş olan reaksiyonların ortaya çıkması muhtemeldir. CH4 ile
H2O ve CO2 arasındaki reaksiyonları (Denklem 5 ve 6) CO ve H2 miktarlarının artmasına yol açabilir.
C oluşumu için reaksiyonlar Denklem 4 (CH4’ ın parçalanması) ve 7 ile ifade edilebilir. Denklem 7 ile verilen Boudouard
reaksiyonu 1000 K’ in altındaki sıcaklıklarda C oluşumuna neden olmaktadır. 1000 K üzerinde ise reaksiyon
tersine dönerek (CO2, C’ la reaksiyona girerek) CO oluşumuna yol açmaktadır. Bunun sonucu olarak katı hal
diyagramında Ni+C faz alanı artan sıcaklıkla daralmakta, yüksek sıcaklıklarda (≥ 1000 K) serbest C sadece CH4’ ın ısıl
parçalanmasıyla oluşmaktadır.
Yukarıda verilen bilgiler ışığında NiO-CH4 sisteminde Ni+C oluşumu için genel reaksiyonlar Denklem 8 ve 9 ile
ifade edilebilir.
Termodinamik analiz, artan CH4 mol kesriyle NiO→Ni→Ni+C dönüşümünün olacağını öngörmektedir.
4. tartıŞma
CH4 atmosferi altında izortermal şartlarda oksit tozunda gerçekleşen ağırlık değişimleri, esas itibarıyla başlangıç tozunun
tamamında Ni:O oranın 1:1 olmadığını, NiO fazı yanında Ni2O3, Ni(OH)2 gibi diğer fazları da içerebileceğini
göstermiştir. Bahsedilen ilave fazlar X-ışını difraksiyonunda değişik nedenlerden (amorf yapı, faz miktarının az olması)
ötürü tespit edilememiştir. Ayrıca, Ar atmosferinde başlangıçta siyah renkte olan orijinal tozun, ağırlık oranının
~% 90 olduğunda, açık yeşile (NiO’ in tipik rengine) dönüşmesi bileşimde değişimin (oksijen miktarının azalması)
olduğunun işaretidir. Teorik olarak Ni:O oranının 2:3’ ten 1:1’ e düştüğü toz ağırlık oranı (% 91,3) grafiklerinde yatay
referans çizgisi olarak gösterilmiştir. Deneysel sonucun bu değere yakın olması, başlangıç tozunun oksijence daha
zengin olduğunu göstermektedir. Bu gözlemler başlangıç tozunda Ni:O oranının 2:3 olduğuna işaret etmektedir.
Ayrıca, DTA-DSC-TG ve FTIR analizleri bu sonucu desteklemektedir. Deneysel şartlar, katı hal denge diyagramında
tüm sıcaklıklar için yüksek CH4 mol kesirlerine (1’ e yakın) tekabül etmektedir. Diyagrama göre denge durumunda
ürünlerin Ni+C fazlarından oluşması gerekirken deneysel sonuçlar, 1200 K’ in altındaki sıcaklıklarda serbest C’ un
oluşmadığını göstermektedir. Bu durum, düşük sıcaklıklarda CH4’ ın yeteri kadar parçalanmadığını, dolayısıyla
serbest C oluşmadığını göstermektedir. Bu sıcaklıklarda kinetik faktörler önemli rol oynamaktadır. 1200 ve 1300 K’
de ise CH4’ ın parçalanma derecesi artarak ürünlerde Ni yanında serbest C’ da görülmektedir. Yüksek sıcaklıklarda
kinetik faktörler önemini yitirmekte ve sistem termodinamik dengeye yaklaşmaktadır. Termodinamik öngörüler, artan
CH4 miktarıyla NiO tozundaki değişimleri sırasıyla NiO→Ni→Ni+C şeklinde olduğunu göstermekte olup 1200-1300
K’ deki deneysel sonuçlarla kalitatif olarak uyum içindedir. XRD analiz sonuçları, ağırlık oran verilerini doğrulamaktadır.
Örneğin, 1300 K’ de zamanla NiO fazı Ni’ e kademeli olarak dönüşmekte, artan reaksiyon süresiyle Ni fazının
yanında bulunan serbest C’ a ait (002) pikinin şiddeti (C miktarı) artmaktadır.
5. Sonuç
Nanokristal nikel oksit tozunun reaksiyon davranışı farklı sıcaklık (1000-1300 K) ve süre için saf metan altında
incelenmiştir. CH4, atmosferi altında sıcaklık ve süreye bağlı olarak ağırlık oranlarındaki değişimler oksit tozunun
oksijence daha zengin olduğunu
(Ni:O=1:1 oranından daha yüksek), muhtemelen bu oranın 2:3 olduğunu göstermiştir. FTIR ve DTA/DSC-TG analizleri
bu sonucu desteklemekte olup yapıda NiO’ in yanında az miktarda Ni(OH)2xH2O fazının bulunduğu tahmin
edilmektedir. Termodinamik öngörüler, artan CH4 miktarıyla NiO tozundaki değişimleri sırasıyla NiO→Ni→Ni+C
şeklinde olduğunu göstermekte olup 1200-1300 K’ deki XRD ve ağırlık oran verileriyle kalitatif olarak uyum içindedir.
NiO-CH4 sisteminde önemli reaksiyonun; NiO(k)+2CH4 → Ni(k)+C(k)+CO+4H2 şeklinde olduğu öngörülmektedir.
513
(4)
(5)
(6)
(7)
(8)
(9)

teŞekkÜr
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışma, İ.Ü.Araştırma Projeleri Birimi tarafından 1459 numarası ile desteklenen proje ile M. C. Altay’ ın doktora
tezinin bir bölümüdür.
KAYNAKLAR
1. Xiao-Yan, G., Jian-Cheng, D., “Preparation and Electrochemical Performance of Nano-Scale Nickel Hydroxide
with Different Shapes”, materials letters, 61, 621-625, 2007.
2. Patil, P. S., Kadam, L. D., “Preparation and Characterization of Spray Pyrolyzed Nickel Oxide (NiO) Thin Films”,
applied Surface Science, 199, 211-221, 2002.
3. Bououdina, M., Grant, D., Walker, G., “Effect Of Processing Conditions On Unsupported Ni-Based Catalysts
For Graphitic-Nanofibre Formation”, Carbon, 43 1286-1292, 2005.
4.Kuchibhatla, S. V. N. T., Karakoti, A. S., Bera, D., Seal, S., “One Dimensional Nanostructured Materials”, Progress
in materials Science, 52, 699-913, 2007.
5. Yang, P., the Chemistry of nanostructured materials, World scientific publishing, New Jersey, U.S.A.,
2003.
514

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
SÜnek metallerin öĞÜtÜlmeSinDe eŞekSenli açıSal PreSleme
kullanımı ile inCe toz Üretimi
Gülhan çakmak ve tayfur öztÜrk
Orta Doğu Teknik Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 06800, Ankara
ozturk@metu.edu.tr
özet
Sünek metallerde ince toz üretimi kuru öğütmede topaklaşma nedeni ile çoğu kez mümkün olmamaktadır. Her ne
kadar düşük sıcaklıklarda öğütme ve/veya ıslak öğütme belirli oranlarda başarılı olsa da sünek metal ve alaşımlardan
ince toz üretimi sıkıntılı bir süreçtir. Bu çalışma Mg tozlarının öğütülmesini konu almakta ve etkin inceltme
amaçlı olarak iki yöntemi değerlendirmektedir. Bu yöntemler MgH 2 ilavesi ile öğütme ve eş kanallı açısal preslemeyi
takiben öğütmedir. Çalışma her iki yöntemin de başarılı sonuçlar verdiğini göstermekle beraber eş kanallı açısal
presleme tüm sünek tozlara uygulanabilir olması niteliği ile ön plana çıkmaktadır. Önerilen yöntem sünek tozların
eş kanallı açısal prese beslenmesi ve birkaç paso preslemeyi takiben sertleşmiş metalin mekanik olarak öğütülmesidir.
anahtar kelimeler: Mekanik Öğütme, Katkılı Öğütme, Eş Kanallı Açısal Presleme, Parçacık Boyutu, Hücre Büyüklüğü.
equal CHannel anGular PreSSınG aS an a aıD ın tHe mıllınG
oF DuCtıle PoWDerS
aBStraCt
Mechanical milling of ductile metals and alloys into fine powders are difficult to achieve due to particle agglomeration.
Even though cyrogenic milling and/or wet milling can lead to substantial reduction of particle size, the production
of fine powders from ductile metals is a difficult process. The current study deals with the milling of Mg powder
and examines processing methods that would yield an efficient size reduction. Two methods were investigated i.e.
milling with MgH 2 addition, and milling the powders pre-deformed via equal channel angular pressing(ECAP). The
study shows that both methods are successful in imparting a substantial size reduction but preprocessing of powders
via equal channel angular pressing has more applicability. In this method, metal powders may be subjected to
several passes of equal channel angular pressing followed by mechanical milling.
keywords: Mechanical Milling, Milling with Additives, Equal Channel Angular Pressing(ECAP), Particle Size, Coherently
Diffracting Volume,
1. GiriŞ
Toz boyutları her ne kadar toz üretim aşamasında ilgili parametrelerin kontrolü ile denetim altına alınabilse de,
elde edilen boyutlar çoğu uygulama için iri kalmakta, bu da üretim sonrası parçacık inceltme süreçlerini gerekli
kılmaktadır. İnceltme, genellikle mekanik öğütme ile gerçekleştirilmektedir. Bu işlem, seramik ve intermetalikler gibi
kırılgan tozlarda başarılı sonuçlar vermekte ve -kuru halde gerçekleştirilmeleri halinde bile- mikron altı tozların eldesi
mümkün olabilmektedir. Bu durum sünek tozlarda farklılık göstermekte, süneklik nedeni ile parçacıklar ufalanma
yerine çarpışma sırasında yer yer yapışmakta ve aglomere olmaktadır[1]. Bu nedenle sünek tozlar çoğu kez sıvı
515

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
bir ortam içinde öğütülmektedir[2]. Sıvı ortamın kullanımı her uygulama için uygun düşmemekte, bu durum alternatif
yöntemlerin kullanımını gerekli kılmaktadır. Bu yöntemler malzeme sünekliliğini azaltma amaçlı olup, bunun
nispeten yaygın uygulaması öğütmenin düşük sıcaklıklarda yapılmasıdır[3]. Hidrür oluşturan metallerde öğütmenin
hidrojen atmosferi altında yapılması gene yaygın bir uygulamadır[4]. Başvurulabilecek diğer bir yöntem tozlara
uygun katkılar yapılarak sünekliğinin azaltılmasıdır. Oksit[5], karbür[6] veya florürler[7] bu amaç için yaygınca kullanılan
ilavelerdir.
İnce toz eldesi Mg ve Mg esaslı alaşımlarda önem arz eden bir husustur. Bu durum özellikle hidrojen depolama
açısından bir gereklilik olmakta ve sorunun niteliği gereği işlemin kuru olarak gerçekleştirilmesi gerekmektedir. Bu
çalışmada magnezyumun öğütülmesinde iki yeni yöntem değerlendirilmiştir. Bunlar, katkı maddesi olarak MgH 2
ilavesi ile öğütme ve eş kanallı açısal preslemeyi takiben öğütme şeklindedir.
2. DeneYSel Yöntem
Bu çalışmada kullanılan Mg tozu (Alfa Aesar) % 99,8 saflıkta ve parçacık büyüklüğü ortalama 45,7 µm dir. Yapılan
çalışmada çoğu deney saf Mg tozu ile gerçekleştirilmiştir. Katkılı karışımlar Mg’ye MgH 2 (Goldschmidt) ilavesi ile
hazırlanmıştır.
Öğütme işlemleri gezegensel değirmende (Fritsch-Pulverisette 7 Premium Line) argon gazı altında yapılmıştır.
Öğütme işlemleri paslanmaz çelik hazne içerisinde 15 mm çapında paslanmaz çelik toplar kullanılmak sureti ile gerçekleştirilmiştir.
Top/toz oranı 10:1 olarak seçilmiş ve cihaz 700 rpm hızda çalıştırılmıştır. Öğütme her yarım saatte
yarım saatlik sürelerle durdurulmuş ve bu şekilde ortamın ısınması kontrol altında tutulmuştur.
Eş kanallı açısal pres işlemi için kullanılan kalıp şematik olarak Şekil 1 de verilmektedir. Tozların kalıp boşluğuna
beslenebilmesi için tozlar önce bakır bir blok içerisine yerleştirilmiştir. Bu amaçla 14x14 mm boyutlarındaki bloğun
orta ekseni 8 mm çapında delinmiş ve bu delik toz konduktan sonra bakır bir tıpa yardımıyla kapatılmıştır.
Verilen geometride kalıp köşe açısı Φ=90° (dış köşe Φ=20°) olup numunenin kalıptan geçirilişi gerçek gerinme
olarak ε=1 e denk gelmektedir[8]. Her bir geçiş sonrası numune dikey ekseni boyunca 90° çevirilerek kanala tekrar
beslenmiştir.
Şekil 1. Eş kanallı açısal pres kalıbının şematik görünümü (Φ=90° ve Ψ=20°)
İşlem gören tozlarda parçacık boyutu, tarama elektron mikroskop görüntüleri üzerinde ölçüm almak veya lazer
parçacık boyut ölçümü ile tespit edilmiştir. Mg’nin su ile reaksiyona girmesi nedeni ile lazer ile ölçümde tozlar etanol
içinde dağıtılmıştır. Parçacıklarda, uyumlu kırınım sağlayan hacim diğer bir ifade ile hücre büyüklüğü X-ışınları
kırınımı ile tespit edilmiştir. Bu amaçla veri, CuKα kullanılmak sureti ile 20°

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 2. MgH 2 ilaveli öğütme ile Mg de elde edilen toz yapısı (a)Mg (b)Mg-%5 MgH 2 (c) Mg-%10 MgH 2
(d) Mg-%30 MgH 2
3. BulGu Ve DeĞerlenDirme
Bu bölümde önce MgH 2 ilaveli öğütme ele alınacak, takibende eş kanallı açısal presleme sonrası öğütme değerlendirilecektir.
mgH 2 ilavesi ile öğütme MgH 2 ilaveli öğütme için Mg tozlarına hacimce % 5, % 10 ve % 30 MgH 2 ilave edilmiştir.
Her bir deney için toplam 10 gr toz kullanılmış ve öğütme argon atmosferi altında gerçekleştirilmiştir. 3 saat öğütme
sonrası elde edilen toz büyüklükleri Şekil 2 de verilmektedir. Tespit edilen SEM görüntüleri üzerinde yapılan ölçümler
sonucu elde edilen parçacık büyüklükleri Çizelge 1 de verilmektedir. Görüleceği üzere MgH 2 ilaveli öğütme
ilavesiz öğütmeye oranla daha küçük değerler vermektedir. İlavesiz öğütme ile elde edilen parçacık büyüklüğü
ortalama 80 µm iken bu değer % 5-10 MgH 2 ilavesi ile 20 civarına düşmekte ilave miktarının % 30 a çıkartılması ile
ortalama büyüklük 11 µm e düşmektedir. X ışınları kırınım yöntemi ile tespit edilen hücre büyüklükleri Çizelge 1’ e
dahil edilmiştir. Benzer şekilde, artan MgH 2 ilavesi ile parçacığı oluşturan hücreler küçülmekte, ancak bu küçülme
parçacık boyutuna göre daha tedrici kalmaktadır.
çizelge 1. MgH 2 katkısı ile öğütülen Mg de parçacık boyutu ve hücre büyüklüğü
numune Mg
Parçacık büyüklüğü
(μm)
Hücre büyüklüğü (nm)
79.7
517
Mg-5%
MgH 2
Mg-10%
MgH 2
Mg-30%
MgH 2
79,43 26.85 22.16 11.19
42.33 30.36 24.57
eş kanallı açısal presleme kullanımı ile öğütme Bakır blok içersine yerleştirilen Mg tozları Şekil 1’de gösterilen
kalıp kullanılmak sureti ile 4 kez kalıptan geçirilmiştir. Mg tozlarında bu işlem sonrası tespit edilen SEM görüntüleri
Şekil 3’de verilmektedir. Görüleceği üzere bu işlem sonucu tozlar konsolide olmakta ve yekpareleşmektedir. Dört
paso sonrası yekpare halde bakır bloktan çıkartılan numune havanda kırılmış ve takiben öğütme işlemine tabi
tutulmuştur.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3. Eş kanallı açısal presleme yöntemi ile deforme edilmiş Mg tozlarında yapı. a) başlangıç mikroyapısı
(b) Presleme sonrası yapı (kayma düzlemi kesidi)
Presleme sonrası öğütülen tozların yapısı Şekil 4’de verilmektedir. Görüleceği üzere öğütme ile elde edilen yapılar
magnezyumun doğrudan öğütülmesi ile elde edilen yapıdan -bakınız Şekil 2(a)- bir hayli incedir. Tozlar artan öğütme
süresi ile tedrici bir incelme göstermektedirler. İki saat sonrası ortalama 40 µm olan toz boyutu 5 saatlik süre
sonunda 26 µm e inmektedir.
Yukarıda verilen sonuçlar magnezyumun gerek MgH 2 ilavesi gerekse eş kanallı açısal presleme ile daha etkin tarzda
öğütülebileceğini göstermektedir. Nitekim tek başına kuru olarak öğütülen Mg, 5 saat sonunda yaklaşık 70 µm lik
parçacıklar verirken MgH 2 ilaveli öğütme % 5-10 mertebelik ilavelerde 20-30 µm lik parçacıklar (%30 lık ilavede 11
µm), eş kanallı açısal preslemede ise benzer sürede 26 µm lik parçacıklar vermektedir.Burada belirtilmesi gereken
bir husus katkının MgH 2 olması nedeni ile burada bir hacim kaybının olmadığıdır. Tozların dehidrürlenmesi ile tüm
yapı Mg’ye dönüşecektir. Bu durum hidrür oluşturan metallerin katkılı öğütme ile başarılı tarzda öğütülebileceğini
göstermektedir.
Şekil 4. Eş kanallı açısal presleme sonrası öğütülen Mg tozlarında mikroyapı. (a) 0,5 s (b) 1 s (c)2 s
(d) 5 s öğütme.
Eş kanallı açısal presleme ile öğütme, metal hidrür katkılı öğütmeden farklı olarak tüm metallere ve alaşımlara
uygulanabilir bir süreçtir. Bu nedenle ayrı bir öneme sahiptir. Bu işlem sonrası elde edilen etkin incelme büyük bir
ihtimalle işlemin sebep olduğu gerinme sertleşmesinden diğer bir ifade ile süneklik azalmasından kaynaklanmakta-
518

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
dır. Eş kanallı açısal presleme ile malzemelerin hızla sertleştiği ve bu sertleşmenin büyük oranda ilk paso sırasında
gerçekleştiği bilinmektedir[9]. Eş kanallı açısal preslemenin diğer bir üstünlüğü öğütmenin aksine malzeme yüzey
alanında artışın bu işlemde sınırlı kalmasıdır. Bu durum atmosferden etkilenen tozların işlenmesinde bir üstünlük
sağlamakta, tozlar atmosfer kontrolsüz ortamda işlenebilmektedir. Bu koşullarda önerilen yaklaşım tozların atmosfer
kontrolsüz olarak eş kanallı açısal kalıpta birkaç paso preslenmesi ve takiben atmosfer kontrollü bir ortamda
kısa sürelerle öğütülmesidir[10].
3. Sonuç
Mg tozlarının inceltilmesini konu alan bu çalışmada MgH 2 ilavesi ile öğütme ve eş kanallı açısal preslemeyi takiben
öğütme yöntemleri değerlendirilmiştir. Çalışma her iki yöntemin de başarılı sonuçlar verdiğini göstermiş ve
1- MgH 2 nin 1/3 hacim oranlık ilavesi ile yapılan 3 saatlik öğütme sonunda parçacık büyüklüğünün 11,2 µm indirilebildiğini
2- Eşkanallı açısal presleme ile tozların deforme edilmesi durumunda tozların önce yekpareleştiği, takiben yapılan
öğütmede ise etkin bir incelme gösterdiği tespit edilmiştir. Magnezyumun doğrudan öğütülmesi durumunda elde
edilen parçacık büyüklüğünün 5 saat sonunda 70 µm olduğu dikkate alındığında yukarıda verilen değerler tozlarda
ciddi bir incelmeye işaret etmektedir. MgH 2 katkı miktarının yüksek olması katkılı öğütmenin ancak hidrür oluşturan
metaller için uygulanabilir bir yöntem olduğu anlamındadır. Bu durum eşkanallı açısal preselemeyi yöntem olarak
önplana çıkartmaktadır.
KAYNAKLAR
1. Suryanarayana, C. “Mechanical alloying and milling”, Progress in materials Science , Vol.46,1,2001
2. Arias, A.,“The Role of Chemical Reactions in the Mechanism of Comminution of Ductile Metals into Ultrafine
Powders by Grinding” NASA technical Note, 1968
3. Song, M. Y., Kwon, S. N., Bobet, J-L,Park, H. R. “Enhancement of hydrogen-storage properties of Mg by reactive
mechanical grinding with oxide, metallic element(s), and hydride-forming element” Ceramics ınternational,
vol. 37, 897-902, 2011
4. Bobet, J.-L., Akiba, E., Darriet, B., “Study of Mg-M(M=Co,Ni, and Fe) mixture elaborated by reactive mechanical
alloying: hydrogen sorption properties” ınternational Journal of Hydrogen energy, Vol. 26, . 493-501, 2001
5. Friedrichs, O., Klassen, T., Sanchez-Lopez, J.C., Bormann, R., Fernandez, A. “ Hydrogen sorption improvement
of nanocrystalline MgH by Nb O nanoparticles” Scripta materialia 54/7, 473,2006
2 2 5
6. Güvendiren, M., Baybörü, E., Öztürk, T., “Effects of additives on mechanical milling and hydrogenation of magnesium
powders” ınternational Journal of Hydrogen energy, vol. 29, 491, 2004
7. Deledd, S., Borissov, A., Poinsignon C., Bott W.J., Dornheim, M., Klassen, T., “ H-sorption in MgH2
nanocomposites
containing Fe or Ni with fluorin “, Journal of alloys and Compounds , vol. 404/406, 409–412, 2005
8. Valiev, R., Islamgaliev, R.K., Alexandrov, I.V., “ Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation”,
Progress in materials Science , vol. 45, 103-189,2000
9. Valiev, R., Langdon, T.G., “ Principles of equal channel angular pressing as a processing tool for grain refinement”,
Progress in materilas Science ,vol. 51, 881, 2006,
10. Çakmak, G., Öztürk, T., “ ECAP processing and mechanical milling of Mg and Mg–Ti powders: a comparative
study”, Journal of materials Science , vol. 46, 5559-5567, 2011
519

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
SıVı Fazlı Sinterlenen W-ni-Cu alaŞımlarınDa SoĞutma Hızının
mekanik özelliklere etkiSi
n. kaan çalıŞkan*, Nuri DURLU**, A. Şakir BOR***
*TÜBİTAK-SAGE, Metal ve Seramik Malzemeler Birimi, PK 16, Mamak, Ankara,
** TOBB, Ekonomi ve Teknoloji Üniversitesi, Makina Müh Böl., 06560, Ankara,
***Orta Doğu Teknik Üniversitesi, Metalurji ve Malzeme Müh. Böl., Ankara
özet
Tungsten ağır alaşımları sıvı fazlı sinterleme teknikleri kullanılarak üretilen iki fazlı kompozit malzemelerdir. Bu
çalışmada sıvı fazlı sinterlenen 90W-7Ni-3Cu ve 90W-3Ni-7Cu alaşımlarında sinterleme işleminden sonra yapılan
soğutma işlemi hızının mekanik özelliklere etkisi incelenmiştir. Numuneler soğuk izostatik presleme ile 300 MPa
basınç altında preslenmiş ve 1430°C’de hidrojen ve argon altında 30 dakika süre ile sinterlenmiştir. Sinterleme işleminden
sonra numuneler iki farklı soğutma hızında soğutulmuştur. Numunelerin mikroyapıları ve mekanik özellikleri
incelenmiştir. Sıvı fazlı sinterlenen 90W-7Ni-3Cu alaşımının çekme dayanımının ve % uzamasının 90W-3Ni-7Cu
alaşımına kıyasla daha iyi olduğu belirlenmiştir. 90W-7Ni-3Cu alaşımında sinterleme sonrasındaki soğutma hızının
yavaş olmasına bağlı olarak çekme dayanımının ve % uzamanın arttığı, 90W-3Ni-7Cu alaşımında ise yavaş soğutma
koşullarında çekme dayanımının düştüğü ve sünekliğin arttığı belirlenmiştir.
anahtar kelimeler: Tungsten ağır alaşımları, sıvı fazlı sinterleme, W-Ni-Cu, mekanik özellikler, soğutma hızı
eFFeCt oF CoolınG rate on tHe meCHanıCal ProPertıeS oF
lıquıD PHaSe SıntereD W-nı-Cu alloYS
aBStraCt
Tungsten based alloys are two phase composite materials manufactured by liquid phase sintering technique. In
this study, the effect of cooling rate after liquid phase sintering was investigated in 90W-7Ni-3Cu and 90W-3Ni-
7Cu alloys. Samples were cold isostatically pressed under 300 MPa and sintered at 1430°C for 30 minutes under
hydrogen and argon. After liquid phase sintering the samples were cooled at two different cooling rates. The mechanical
properties of the samples were determined, and the microstructures were investigated. The mechanical
properties of the 90W-7Ni-3Cu alloy was found to be better than the 90W-3Ni-7Cu alloy. In the 90W-7Ni-3Cu alloy,
with the slower cooling rate after sintering, an increase in tensile strength and % elongation was observed. On the
other hand, in the 90W-3Ni-7Cu alloy, slower cooling rate led to a decrease in tensile strength and an increase in
% elongation.
key Words : Tungsten heavy alloys, liquid phase sintering, W-Ni-Cu, mechanical properties, cooling rates
1. GiriŞ
Tungsten ağır alaşımları sıvı fazlı sinterleme tekniği ile üretilen iki fazlı metal matriks kompozitleridir. Tungsten ağır
alaşımlarının sahip oldukları yüksek yoğunluk, yüksek çekme dayanımı, yüksek süneklik ve iyi korozyon özellikleri,
bu tür alaşımların özellikle savunma sanayisine yönelik uygulamalarda yaygın kullanımına yol açmıştır. Tungsten
ağır alaşımlarında en yoğun olarak kullanılan üçlü alaşım sistemleri W-Ni-Fe ve W-Ni-Cu’dır. Yaklaşık ola-
520

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
rak %90-%98 ağırlık oranlarındaki W’nin, belirli oranlardaki Ni-Fe veya Ni-Cu bağlayıcı faz bileşimleri ile birlikte
1410°C–1500°C aralığındaki sıcaklıklarda koruyucu ortam altında sıvı fazlı sinterlenmesi, yüksek yoğunluğa ve
mekanik özelliklere sahip alaşımların üretimini sağlamaktadır. Sinterleme sonrası oluşan iki fazlı mikroyapıda yüksek
oranda hacim merkez küp kristal yapılı W fazı, ve bağlayıcı faz (veya matriks) olarak kullanılan yüzey merkez
küp kristal yapılı Ni-Fe-W veya Ni-Cu-W katı çözelti fazı bulunmaktadır.
Tungsten ağır alaşımlarının sıvı fazlı sinterlenmesi ile ilgili ilk çalışma 1930’lu yıllarda W-Ni-Cu üçlü alaşım sisteminde
yapılmıştır [1]. Ancak W-Ni-Cu alaşım sisteminin istenilen mekanik özellikleri sağlayamaması nedeni ile, 1950’li
yıllarda daha iyi mekanik özellikler sağlayan W-Ni-Fe sistemi yaygın bir şekilde kullanılmaya başlanmıştır. Günümüzde
W-Ni-Cu üçlü alaşım sistemindeki tungsten ağır alaşımları manyetik geçirgenliğinin düşük olması nedeni ile
manyetik alanı etkilenmeyen uygulamalarda yaygın olarak kullanılmaktadır [2].
W-Ni-Cu ve W-Ni-Fe sistemlerindeki ağır alaşımların mekanik özelliklerinin incelendiği çalışmalarda, 90W-6Ni-4Cu
alaşımının çekme dayanımı 600 MPa, uzama ise %3 olarak [3], 90W-7Ni-3Cu alaşımının çekme dayanımının ise
770 MPa ve uzamanın ise %0,5 ile %6 arasında değiştiği gözlenmiştir [4]. 90W-6Ni-4Cu alaşımının sıvı fazlı sinterleme
işlemi 1425°C’de 1 saat süre ile hidrojen altında yapılmış ve daha sonra numuneler hızlı bir şekilde oda
sıcaklığına soğutulmuş [3], 90W-7Ni-3Cu alaşımında ise sıvı fazlı sinterleme işlemi 1410°C’de hidrojen altında
yapıldıktan sonra numuneler fırında soğutulmuştur [4].
90W-7Ni-3Cu alaşımında yapılan detaylı mikroyapı incelemelerinde herhangi bir intermetalik faz oluşumuna rastlanmamış,
ancak Auger elektron spektroskopisi ile yapılan incelemelerde tungsten ile matriks arayüzeyinde gözlenen
P ve S birikintilerinin gevrekleşmeye yol açarak düşük % uzama değerlerine yol açtığı ifade edilmiştir [4].
Hidrojen altında 1420°C’de 1 saat süre ile sinterlenen ve fırında soğutulan 90,4W-7,2Ni-2,4Cu alaşımında yapılan
detaylı transmisyon elektron mikroskop çalışmalarında fırında soğutulan numunelerde herhangi bir intermetalik faz
oluşumuna rastlanmamış, ancak 1350°C’de bir saat tavlandıktan sonra su verilen numunelerde tungsten ve matriks
arasındaki sınırlarda intermetalik faz oluşumları gözlenmiştir [5]. Transmisyon elektron mikroskop çalışmaları fazlar
arasında ince bir film olarak oluşan bu fazın Ni 4 W fazı olduğunu göstermiştir.
W-Ni-Cu üçlü sisteminde bağlayıcı faz bileşimindeki Ni:Cu oranının 7:3 olarak, ve bağlayıcı faz miktarının %5 ile
%25 arasında seçildiği bir çalışmada, 1300°C ve 1350°C’de yapılan sıvı fazlı sinterleme işlemi sonrasında, bağlayıcı
faz miktarındaki artışa ve sinterleme süresindeki artışa bağlı olarak W parçacıklarının büyüklüğünün ve bitişikliğin
azaldığı gözlenmiştir [6]. W-Ni-Cu üçlü sisteminde daha yüksek oranlarda W ( > %92,5) ve bağlayıcı faz içindeki
Ni:Cu oranın yüksek olduğu (>2,5) ağır alaşımlarda yapılan çalışmalarda, numunelerin çekme dayanımlarının 660
ile 701 MPa arasında, % uzamalarının ise 3 ile 6 arasında olduğu gözlenmiştir [7,8].
W-Ni-Cu sistemindeki ağır alaşımlarının performansı toz özelliklerinden, alaşım içindeki tungsten miktarı ve bağlayıcı
faz bileşiminden, sıvı fazlı sinterleme ortamı ve süresinden, ve sinterleme işlemi sonrasındaki soğutma hızına
bağlı olarak oluşan mikroyapıdan etkilenmektedir. Bu çalışmada sıvı fazlı sinterlenen 90W-7Ni-3Cu ve 90W-3Ni-
7Cu alaşımlarında, sinterleme sonrası iki farklı hızda yapılan soğutma işleminin mekanik özelliklere etkisi incelenmiştir.
2. DeneYSel Yöntem
Deneysel çalışmalarda kullanılan Cu, Ni ve W metal tozlarının özellikleri Çizelge 1’de verilmiştir. Tozların ortalama
tane büyüklükleri lazer tane büyüklüğü analiz cihazı (Model: Malvern Mastersizer 2000) ile ölçülmüştür. Tozların
parçacık şekli taramalı elektron mikroskop ile incelenmiş ve Şekil 1’de verilmiştir.
çizelge 1. çalışmada kullanılan metal tozların özellikleri.
toz Cu ni W
Üretici AEE AEE Eurotungstene
Saflık 99.9+ 99.9+ 99.9+
Toz Şekli Küresel Küresel Poligonal
D10(µm) 3.1 5.2 1.7
D50(µm) 6.5 9.1 4.2
D90(µm) 12.3 16.1 10.3
521

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Elementel metal tozlarından yaklaşık olarak 3 kg olarak hazırlanan 90W-7Ni-3Cu ve 90W-3Ni-7Cu toz karışımları
Turbula karıştırıcıda (Model: T2F Glenn Mills) dakikada 67 devir ile 45 dakika süre ile karıştırılmışlardır. Toz karışımlarının
şekillendirilmesinde polimerik kalıplar kullanılmış ve numuneler soğuk izostatik presleme cihazında
(Model: Flow Autoclave Engineers CIP 42260) yaklaşık 15 saniye boyunca 300 MPa basınç altında sıkıştırılarak
şekillendirilmişlerdir. Şekillendirilen W-Ni-Cu alaşımların yaş numunelerinin yaklaşık %65 teorik yoğunluğa ulaştıkları
belirlenmiştir.
Şekil 1. Çalışmada kullanılan Cu, Ni ve W metal tozlarının taramalı elektron mikroskop görüntüleri.
Sinterleme çalışmaları yüksek saflıkta hidrojen gazı altında (çiğlenme noktası = - 60°C), 1430°C’de atmosfer kontrollü
fırın (Linn HT-1800) kullanılarak gerçekleştirilmiştir. Sinterleme döngüsü şu şekilde uygulanmıştır : 9°C/dakika
ısıtma hızı ile 1000°C’ye ısıtma, saf H 2 altında 1000°C’de 30 dakika oksit indirgeme, 3°C/dakika ısıtma hızı ile
1430°C’ye ısıtma, 1430°C’de 20 dakika süre ile H 2 altında ve 10 dakika süre ile argon altında sinterlemenin ardından
iki farklı hızda soğutma. Yavaş olarak yapılan soğutma işleminde numuneler 1430°C’den 1130°C’ye kadar 2,6°C/
dak. hızında soğutulduktan sonra fırında soğutulmaya bırakılmış, daha hızlı olarak yapılan soğutma işleminde ise
numuneler 1430°C’den 1330°C’ye 2,8°C/dak. hızında soğutulduktan sonra fırında soğutulmaya bırakılmıştır.
Sinterlenen numunelerin mekanik özelliklerini belirleme çalışmalarında kullanılmak üzere çekme testi çubuğu ve
sertlik, yoğunluk ölçümü ve içyapı incelemeleri için ise küçük numune üretimi yapılmıştır. Çekme deneyinde kullanılan
numuneler uluslararası standarda uygun şekilde (ISO 6892) hazırlanmıştır. Çekme testi (Model: 3369 Instron)
0.5mm/dakika çekme hızında gerçekleştirilmiştir. Çekme testi sonuçları 3 adet numunenin ortalaması alınarak verilmiştir.
Alaşım numunelerinin içyapısı geleneksel metalografi yöntemleri ile incelenmiştir. İçyapı incelemeleri için hazırlanan
numuneler literatürde önerilen Murakami çözeltisi (10 g K 3 Fe(CN) 6 , 10g NaOH, ve 100 ml saf H 2 O) ile dağlanmıştır.
Numunelerin içyapı incelemeleri nokta sayma yöntemi kullanılarak optik mikroskop görüntüleri üzerinden
gerçekleştirilmiştir. Fazların hacimce miktarının belirleme çalışmaları ASTM E562 standardının uygulanması ile
gerçekleştirilmiştir. Tungsten bitişiklik değeri ise optik mikroskop görüntüleri üzerine 10x10cm’lik ve 1cm aralıklı
matrislerin çizilmesiyle her bir çizgiye düşen W-W bağlantısının sayılmasıyla gerçekleştirilmiştir.
Bitişiklik değerinin hesaplanmasında kullanılan basit denklem şu şekildedir [9].
N WW = Çizgi başına düşen W-W bağlantı sayısı
N WM = Çizgi başına düşen W-bağlayıcı faz bağlantı sayısı
Sinterlenmiş numunelerin yoğunluk ölçümleri hassas terazi kullanılarak Arşimet prensibi ile gerçekleştirilmiştir. Yoğunluk
ölçümlerinde sıvı olarak ksilen (yoğunluk 0.86g/cm 3 ) kullanılmıştır. W-Ni-Cu alaşımlarındaki faz dönüşüm sıcaklıkları
DSC cihazı (Model: Setaram Setsys Evolution) kullanılarak belirlenmiştir. DSC cihazında argon atmosferi
altında yapılan ölçümlerde ısıtma ve soğutma hızı olarak 10ºC/dakika kullanılmıştır.
3. DeneYSel Sonuçlar ve tartıŞma
Sıvı fazlı sinterlenmiş ve farklı hızlarda soğutulmuş numunelerin optik mikroskop görüntüleri Şekil 2’de verilmiştir.
Alaşımların mikroyapıları, küresel W tanelerinden, ve Ni-Cu-W bağlayıcı fazından (veya matriks fazı) oluşmaktadır.
Parlatılmış numune yüzeylerinde yapılan optik mikroskop incelemelerinde gözenek miktarının çok az (

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 2. Sıvı fazlı sinterlenmiş numunelerin optik mikroskop görüntüleri. (a) 90W-7Ni-3Cu, yavaş soğutma,
(b) 90W-7Ni-3Cu, hızlı soğutma (c) 90W-3Ni-7Cu, yavaş soğutma, (d) 90W-3Ni-7Cu, hızlı soğutma.
Şekil 2’de verilen optik mikroskop görüntülerinde sıvı fazlı sinterlenmiş 90W-7Ni-3Cu alaşımındaki W tanelerinin,
90W-3Ni-7Cu numunelerindeki W tanelerine kıyasla daha büyük olduğu görülmektedir. Optik mikroskop görüntüleri
üzerinde yapılan W tane büyüklüğü ölçümlerinde, ortalama W tane büyüklükleri yavaş ve hızlı soğutulmuş
90W-7Ni-3Cu alaşımları için 22,5±5 mikron ve 21±4 mikron, yavaş ve hızlı soğutulmuş 90W-3Ni-7Cu alaşımları için
ise 16±3 mikron ve 16±4 mikron olarak ölçülmüş ve soğutma hızının mikroyapıdaki ortalama W tane büyüklüğüne
önemli bir etkisinin olmadığı belirlenmiştir. Optik mikroskop görüntülerinden, görüntü yazılımı ile yapılan mikroyapı
incelemelerinde, sinterlenmiş numunelerdeki toplam bağlayıcı faz miktarının 90W-7Ni-3Cu alaşımında yaklaşık olarak
%18, 90W-3Ni-7Cu alaşımında ise %10 olduğu belirlenmiş ve soğutma hızının bağlayıcı faz miktarında önemli
bir değişime yol açmadığı gözlenmiştir.
Bağlayıcı faz içindeki Ni:Cu oranının artmasına bağlı olarak W tane büyüklüğü ve bağlayıcı faz miktarı artmıştır.
Bu artışların nedeni W’nin 7Ni-3Cu bağlayıcı fazı içindeki çözünürlülüğünün, 3Ni-7Cu bağlayıcı fazı içindeki W çözünürlüğüne
kıyasla daha fazla olmasıdır [10]. Sıvı fazlı sinterleme işleminin başarı ile gerçekleşmesi için yüksek
miktarda katı fazın sıvı faz içerisinde çözünmesi gerekmektedir. Katı fazın sıvı faz içerisindeki çözünürlüğünün
artması ile sıvı faz miktarı artmakta, ıslatma açısı düşmekte ve çözünme-yeniden çökelme aşamasının çok hızlı
gerçekleşmesi nedeni ile son içyapıdaki katı fazın büyüklüğü artmaktadır [9].
DSC çalışmaları ile sıvı fazlı sinterlenmiş ve farklı soğutma hızlarında soğutulmuş numunelerin faz dönüşüm sıcaklıkları
belirlenmiştir. Yapılan DSC deneylerinin ısıtma eğrilerinden bağlayıcı faz içindeki Ni:Cu oranının 7:3 olduğu
numunede katıgen sıcaklığı yaklaşık olarak 1387°C sıvıgen sıcaklığı ise 1426°C olarak belirlenmiştir. Bağlayıcı faz
içindeki Ni:Cu oranının 3:7 olduğu durumda ise, katıgen sıcaklığı 1188C, sıvıgen sıcaklığı ise 1262°C olarak ölçülmüştür.
Bakır-nikel ikili faz diyagramı incelendiğinde, Ni:Cu oranının 7:3 olduğu durumda sıvıgen sıcaklığı 1375°C,
Ni-Cu oranının 3:7 olduğu durumda ise sıvıgen sıcaklığı 1245°C’dir [11]. 90W-7Ni-3Cu numunesinde gözlenen
sıvıgen sıcaklığı 1426°C’dir ve bu bileşimdeki 7Ni-3Cu alaşımının sıvıgen sıcaklığından yaklaşık olarak 51°C üzerindedir.
90W-3Ni-7Cu alaşımında ise Ni-Cu-W katı çözeltisinin sıvıgen sıcaklığı ile 3Ni-7Cu ikili alaşımın sıvıgen
sıcaklıkları arasında yaklaşık olarak 17°C’lik bir fark bulunmaktadır. Her iki alaşımda da W’nin bağlayıcı faz içinde
çözünmesi, sıvıgen eğrilerinde artışa yol açmıştır. Ancak 90W-7Ni-3Cu alaşımında bağlayıcı faz içindeki W çözünürlüğü,
90W-3Ni-7Cu alaşımındaki bağlayıcı faza göre daha fazla olduğu için, üçlü alaşımın sıvıgen sıcaklığındaki
artış daha fazla olmuştur [10].
Sıvı fazlı sinterlenen ve farklı soğutma hızlarında soğutulan 90W-7Ni-3Cu ve 90W-3Ni-7Cu ağır alaşımlarının optik
mikroskop görüntüleri üzerinden yapılan mikroyapı incelemeleri ile bitişiklik değerleri belirlenmiştir. 90W-7Ni-3Cu
alaşımındaki bitişiklik değerleri yavaş soğutmada 0,37 ve hızlı soğutma da 0,46 olarak, 90W-3Ni-7Cu alaşımında
ise bitişiklik değeri yavaş soğutmada 0,64 hızlı soğutmada ise 0,67 olarak ölçülmüştür. W-Ni-Cu alaşımlarında ölçülen
bitişiklik değerleri mekanik özellikler açısından 90W-7Ni-3Cu alaşımının 90W-3Ni-7Cu numunesine göre daha
523

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
iyi mekanik özelliklere sahip olabileceğini ve bu alaşımlarda yavaş soğutma hızlarının daha iyi mekanik özellikler
vereceğini göstermektedir. Sıvı fazlı sinterlendikten sonra farklı hızlarda soğutulmuş numunelerin mekanik özellikleri
Çizelge 2’de verilmiştir. Sinterlenmiş numuneler arasında en yüksek çekme dayanımı (776 MPa) ve uzama değeri
(%9,2) yavaş soğutulmuş 90W-7Ni-3Cu numunesinde gözlenmiştir. Bu numunede soğutma hızının artırılması
çekme dayanımı değerinde ve % uzama değerinde düşmeye yol açmıştır. 90W-7Ni-3Cu numunesinde
çizelge 2. Sıvı fazlı sinterlenmiş ve farklı soğutma hızlarında soğutulmuş 90W-7Ni-3Cu ve 90W-3Ni-7Cu
alaşımlarının mekanik özellikleri.
Numune Çekme Dayanımı (MPa) Uzama (%)
90W-7Ni-3Cu a 776±14 9.2±1.8
90W-7Ni-3Cu b 743±12 7.5±1.5
90W-3Ni-7Cu a 681±1 4.8±0.4
90W-3Ni-7Cu b 713±6 3.8±0.5
a 1430°C’den 1100°C’ye argon altında 2,6°C/dak. hızında soğutmanın ardından fırında soğutma b 1430°C’den
1365°C’ye argon altında 2,6°C/dak. hızında soğutmanın ardından fırında soğutmafarklı soğutma hızlarında elde
edilen çekme dayanım değerleri Edmonds ve Jones tarafından aynı alaşım sistemi için yapılan bir çalışmadaki
değerler ile benzerlik göstermektedir [4]. Ancak çalışmamızda bu alaşım için iki farklı soğutma hızında daha yüksek
% uzama değerleri elde edilmiştir. İki farklı hızda soğutulmuş 90W-3Ni-7Cu alaşımlarının çekme dayanım ve %
uzama değerleri 90W-7Ni-3Cu alaşımlarına kıyasla daha düşüktür. Bunun nedeni düşük Ni:Cu oranlarında, W’nin
bağlayıcı faz içindeki çözünürlüğünün düşük olması ve buna bağlı olarak bağlayıcı faz dayanımının azalmasıdır. Bu
etkinin yanısıra, 90W-3Ni-7Cu alaşımında bulunan bağlayıcı faz miktarının daha az olması (yaklaşık olarak %10)
yüksek bitişiklik değerlerine yol açmakta ve bu alaşım sisteminde çekme dayanımının ve % uzamanın düşmesine
yol açmaktadır.
4.Sonuçlar
Bu çalışmada 1430°C’de hidrojen ve argon altında yarım saat süre ile sıvı fazlı sinterlenen ve yüksek yoğunluğa
ulaşılan 90W-7Ni-3Cu ve 90W-Ni3-Cu7 ağır alaşımlarında sinterleme işleminden sonra iki farklı hızda yapılan soğutma
işleminin mikroyapıya ve mekanik özelliklere etkisi incelenmiştir. Çalışma sonucunda 90W-7Ni-3Cu alaşımının
çekme dayanımının ve % uzamasının 90W-3Ni-7Cu alaşımına göre daha yüksek olduğu belirlenmiştir. 90W-
7Ni-3Cu alaşımında sinterleme sonrasındaki soğutma hızının yavaş olmasına bağlı olarak çekme dayanımının ve
% uzamanın arttığı, 90W-3Ni-7Cu alaşımında ise yavaş soğutma koşullarında çekme dayanımının düştüğü ve %
uzamanın arttığı belirlenmiştir.
5.kaYnaklar
[1] Price G.H.S., Smithells C.J. ve Williams S.V., ‘Sintered Alloys. Part ∼. Copper- Nickel-Tungsten Alloys Sintered
with a Liquid Phase Present’, Journal ınstitute metals, Vol. 62, pp. 239-264, 1938.
[2] Caldwell S.G., ‘Heat Treatment of Tungsten Heavy Alloys’, ınternational Journal of Powder metallurgy, Vol.
39, No:7, pp. 43-51, 2003.
[3] Kuzmick J.F., ‘Development of Ductile Tunsten-Base Heavy-Metal Alloys’, modern Developments in Powder
metallurgy, Vol.3, pp.166-171, 1966.
[4] Edmonds D.V., Jones P.N., ‘Interfacial Embrittlement in Liquid-Phase Sintered Tungsten Heavy Alloys’, metall.
trans. a, Vol. 10A, No:3, pp. 289-295, 1979.
[5] Muddle B.C., ‘Interphase Boundary Precipitation in Liquid Phase Sintered W-Ni-Fe and W-Ni-Cu Alloys’, metall.
trans. a, Vol. 15A, No:6, pp. 1089-1098, 1984.
[6] Ramakrishnan K.N., Upadhyaya G.S., ‘Effect of composition and sintering on the densification and microstructure
of tungsten heavy alloys containing copper and nickel’, J. materials Science letters, Vol.9, pp. 450-459,
1990.
[7] Das J., Kiran U.R., Chakraborty A., Prasad N.E., ‘Hardness and tensile properties of tungsten based heavy
alloys prepared by liquid phase sintering technique’, ınt. J. ref. metals and Hard materials, Vol.27, pp. 577-
583, 2009.
[8] Das J., Rao G.A., Pabi S.K., ‘Microstructure and mechanical properties of tungsten heavy alloys’, materials
Science and eng. A, Vol.527, pp.7841-7847, 2010.
[9] German R.M., Sintering theory and Practice, John Wiley, Kanada, 1996.
[10] Çalışkan N.K., Durlu N., Bor A.Ş., ‘Tungsten Esaslı Ağır Alaşımlarda Ni/Cu Oranın Mekanik Özelliklere Etkisi’
yayınlanmak üzere gönderildi, 2010.
[11 Okamoto H., Subramaniam P.R., Kacprzak L., Binary Phase Diagrams, Cilt 2, ASM International, Materials
Park, OH, 1990.
524

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
toz enJekSiYon YöntemiYle kalıPlanmıŞ mgo takViYeli
alÜminanın mekanik özelliklerinin araŞtırılmaSı
oğuz erDem*, İbrahim USLAN
* Gazi Üniversitesi Mühendislik Fakültesi, Makine Mühendisliği Bölümü, Ankara
oguz_erd@yahoo.com, iuslan@gazi.edu.tr
özet
Bu çalışmada MgO takviyeli ve takviyesiz alümina tozları toz enjeksiyon yöntemiyle kalıplanmıştır. Bağlayıcı olarak
ağırlıkça %65 PEG8000 (polietilenglikol)+%30 PP (polipropilen)+%5 SA (stearik asit) kullanılmıştır. Başlangıçta
dört farklı oranda besleme stoğunun reolojik özellikleri incelenerek en iyi toz-bağlayıcı oranı hacimce %53/%47
olarak bulunmuştur. Bu karışımdan oluşan (MgO ilavesiz (takviyesiz) ve ağırlıkça %0,5, %1, %1,5 oranlarında
MgO içeren) besleme stoklarının reolojik özellikleri incelenmiştir. Bu orana göre hazırlanan besleme stokları
granül hale getirilmiştir. Enjeksiyonda çekme ve eğme numuneleri kalıplanmıştır. Kalıplanan numunelere çözücü
ve ısıl bağlayıcı giderme (ön sinterleme) işlemleri uygulanmıştır. Yapılan sinterleme çalışmaları sonucunda 1775 ˚C
sıcaklık ve 8 saat sinterlenen numunelerde mekanik özellikler kötüleşmiştir. 1775 ˚C sıcaklık ve 6 saat süre optimum
sinterleme parametreleri olarak bulunmuştur. En iyi mukavemet ve yoğunluk değerleri kütlece %1 MgO takviyeli alümina
besleme stoklarında elde edilmiştir. SEM ile yapılan incelemelerde kütlece %1 MgO takviyeli numuneler daha
az gözenekli ve düzgün sinterlenmiş görünüm sergilemiştir.
anahtar kelimeler: Toz enjeksiyon kalıplama, Reoloji, Alümina, Sinterleme.
ınVeStıGatıon oF meCHanıCal ProPertıeS oF PoWDer ınJeCtıon
moulDeD alumına BY aDDınG mgo
aBStraCt
In this study, MgO added alumina and pure alumina powders were molded by powder injection molding method.
%65 PEG8000 (polyethyleneglycol)+%30 PP (polypropylene) + %5 SA (stearik asit) in weight was used as the binder.
First, the rheological properties of four different feedstocks were examined and the optimum powder/binder ratio
was determined as 53%/47% in volume. Rheological properties of feedstocks (pure and in weight for 0,5%, 1%,
1,5% MgO added alumina) which contain 53% alumina+ 47% binder in volume, were investigated. The feedstocks
prepared using this ratio, were granulated and then tensile and bending samples were molded by injection method.
Solvent and thermal (pre-sintering) debinding of these molded samples were carried out. As a result of sintering
investigations, the samples sintered in 1775 ˚C for 8 hours had inferior mechanical properties. The temperature
of 1775 ˚C and 6 hours of the holding time were determined as the optimum sintering parameters. The highest
strength and density values were obtained for 1% (wt.) MgO added alumina feedstocks. SEM analysis showed that
1% (wt.) MgO added alumina feedstock samples have less pore and those have good sintering.
keywords: Powder injection moulding, Rheology, Alumina, Sintering.
1. GiriŞ
Toz Enjeksiyon Kalıplama (TEK), çok ince taneli metal ve seramik tozların, termoplastik bağlayıcılarla
karıştırılması ve bu karışıma plastik enjeksiyon makinelerinde preslenerek şekil verme teknolojisidir. İşlem
aşamaları; karıştırma, granülleme, enjeksiyon kalıplama, bağlayıcı ayrıştırma ve sinterlemeden oluşur [1]. İkinci
Dünya Savaşından sonra gelişen teknolojilerin yoğunluğu düşük, fiziksel ve kimyasal ortamlarda dayanıklı, yü-
525

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ksek sıcaklıklarda da kullanılabilecek malzemelere olan ihtiyacı açığa çıkarmasına bağlı olarak, metallerden daha
yüksek sıcaklıklarda kullanılabilen, sertlik ve aşınma direnci yüksek seramik malzemeler öne çıkmıştır [2]. Bugün
dünyada büyük bir kullanım alanına sahip olan ileri mühendislik seramik malzemelerin başında mekanik, ısıl, optik,
elektrik, kimyasal ve nükleer özelliklerinden dolayı alümina ve alümina bazlı seramik malzemeler gelmektedir [3].
Alüminanın şekillendirilmesinde MgO ilavesinin alüminadaki tane sınırı büyümesini engellediği bilinmesine karşın,
bugün halen birçok araştırmacı, MgO ilavesinin alüminanın tane büyümesini yavaşlatmadaki rolünü ve tane yapısı
üzerindeki çeşitli mekanizmaları (ikinci faz, katı çözünme v.b) araştırmaktadır [4]. Alüminanın toz enjeksiyonla
kalıplamasına yönelik çalışmalar literatürde yaygın olmakla birlikte [5-20], MgO takviyeli alüminanın TEK yöntemiyle
yapılmış çalışmaları sınırlıdır [21-23].
Hwang ve arkadaşları, aluminanın enjeksiyon ile kalıplanmasında kullanılan bağlayıcı sistemine Mg bileşikleri
katıldığında sinterleme sonrası %96 teorik yoğunluğa ulaşıldığını ve Mg-stearatın homojen bir MgO dağılımı
sağladığını bildirmiştir [21]. Vielma ve arkadaşları polimer-mum esaslı bağlayıcı sistemiyle gerçekleştirdikleri
alüminanın toz enjeksiyon yöntemiyle kalıplanması çalışmasında en yüksek yoğunluk değerine (%99,6) 1600
˚C’de 2 saat sinterleme sonucu ulaşmışlardır [22]. Yücel, herhangi bir ilave toz kullanmaksızın %55 alümina+%45
bağlayıcı sisteminden oluşan besleme stoğu ile ürettiği numunelerde en iyi mekanik özellikleri 1800 ˚C sinterleme
sıcaklığında elde ettiğini bildirmiştir [12].
2. DeneYSel çalıŞma
2.1. malzemeler
Deneylerde kullanılan alümina tozu Treibacher Schleifmittel firması tarafından üretilen ALODUR WSK F500 fused
alümina olup, %99,6 saflıkta, 3,96 g/cm 3 yoğunlukta, 101,961 g/mol molekül ağırlığında ve 3,37 µm ortalama boyuttadır.
Deneylerde takviye malzemesi olarak kullanılan magnezyum oksit tozu3 Merck Co. firması tarafından üretilmiştir.
Kullanılan MgO’nun yoğunluğu 3,58 g/cm , molekül ağırlığı 40,30 g/mol, erime sıcaklığı 2800 ˚C, kaynama sıcaklığı 3600
˚C ve ortalama boyutu 6,37 µm dir. Bağlayıcı sistemi; enjeksiyon kalıplama yapılacak MgO takviyeli ve takviyesiz alümina
tozlarını sinterleme aşamasına kadar bir arada tutacak olan iskelet bağlayıcı polipropilen (PP), kalıplama esnasında
akışı kolaylaştıracak olan ana bağlayıcı PEG8000 ve toz-kalıp arası yağlayıcı (nemlendirici, kayganlaştırıcı) etkis3i
olan stearik asit (SA)’dan oluşmaktadır. Kullanılan PEG8000’in yoğunluğu 1,204 g/cm ve erime sıcaklığı 60 ˚C, PP’nin
yoğunluğu 0,85 g/cm 3 ve erime sıcaklığı 189 ˚C, SA’nın yoğunluğu 0,94 g/cm 3 ve erime sıcaklığı 68 ˚C’dir.
2.2. kılcal reometre Deneyleri
Kılcal reometre deneyleri için dört farklı besleme stoğu oluşturulmuştur. Bunlar: hacimce %51 alümina+%49
bağlayıcı, %53 alümina+%47 bağlayıcı, %56 alümina+%44 bağlayıcı ve %59 alümina+%41 bağlayıcıdır. Besleme
stoğundaki bağlayıcı sistemi ağırlıkça %65 PEG8000, %30 PP ve %5 SA’dan oluşmaktadır.
Deneylerde sırasıyla hacim olarak %51, 53, 56, 59 alümina tozu oranlı dört farklı besleme stoğunun 170, 180,
190, 200, 210 ˚C sıcaklıklarda 0,6 MPa ve 1 MPa basınçlarda ASTM D1238 ve TS 1675 standartlarına göre reoloji
deneyleri yapılmıştır.
2.3. Granülleme
Granülleme işlemi çift vidalı Kraus-Maffei marka ekstrüder ile yapılmıştır. Ekstrüderin silindir sıcaklığı 165 ˚C’de ve 50
devir/dak’da tüm besleme stokları granül edilmiştir.
2.4. toz enjeksiyon kalıplama
Kalıplama işlemi Gazi Üniversitesi Makina Mühendisliği Bölümünde bulunan ARBURG Allrounder 220S marka
enjeksiyon makinesinde gerçekleştirilmiştir. Enjeksiyonda iki farklı tip (büyük, küçük) çekme numunesi ile tek tip
eğme numunesi kalıplanmıştır. Bu numunelerin geometrileri Şekil 1’de, ham yoğunluktaki boyut ölçüleri ise Çizelge
1’de görülmektedir.
2.5. Bağlayıcı Giderme
Bu çalışmada kullanılan bağlayıcı sisteminden (%65 PEG8000, %30 PP, %5 SA) dolayı iki aşamada gerçekleştirilmiştir.
İlk aşamada ana bağlayıcı PEG8000’in suda çözünmesi, iskelet bağlayıcı PP’nin ve yağlayıcı SA’nın suda çözünmemesinden
faydalanarak PEG8000 uzaklaştırılmıştır. İkinci aşamada ise numuneleri sinterleme aşamasına kadar
taşıyacak olan PP ve yağlayıcı SA sinterlemenin ilk aşamasında ısı ile uzaklaştırılmıştır.
526

2.6. Sinterleme
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 1. Çekme ve üç nokta eğme numunelerinin geometrileri
çizelge 1. Çekme ve eğme numunelerinin ham yoğunluktaki boyutları
Sinterleme işlemi Carbolite marka fırında gerçekleştirilmiştir. Isıl bağlayıcı giderme işleminden sonra fırın 600 ˚C’ye
ulaşmıştır. Sonra 10 ˚C/dak ile 1200 ˚C’ye çıkılmış ve bu sıcaklıkta 15 dak beklenmiş daha sonra 15 ˚C/dak ile farklı numunelerde
(1650-1700-1720- 1740-1750-1775 ˚C)’ye çıkılmış ve burada 2-14 saat süre ile sinterleme işlemleri yapılmıştır.
2.7. Sinterlenmiş Parçaların % Büzülme ve Yoğunluklarının tayini
Çekme ve eğme numunelerinin yoğunluk ve % büzülme oranları, TS 2305 ve TS EN 623-2 standartlarına uygun
olarak yapılmıştır.
2.8. çekme ve Üç nokta eğme Deneyleri
Çekme ve üç nokta eğme deneyleri 5 kN kapasiteli bilgisayar kontrollü Schimadzu marka çekme cihazı kullanılarak
gerçekleştirilmiştir. Çekme deneyleri TS ISO 15490 standartı, eğme deneyleri ise TS ENV 12789 standartları esas
alınarak yapılmıştır.
2.9. taramalı elektron mikroskop çalışmaları
JEOL marka JSM-6060LV Taramalı Elektron Mikroskobu (SEM) kullanılarak numunelerin sinterleme öncesi ve
sonrası yapısal durumları incelenmiştir.
3. DeneY Sonuçları Ve tartıŞma
3.1. kılcal reometre Sonuçları
Oluşturulan dört farklı besleme stoğunun (hacimce %51 alümina+ %49 bağlayıcı, %53 alümina+%47 bağlayıcı,
%56 alümina+%44 bağlayıcı ve %59 alümina+%41 bağlayıcı) 0,6 MPa ve 1 MPa basınç değerleri için viskozitesıcaklık
ve viskozite-kayma hızı grafikleri değerlendirilerek besleme stoklarının TEK işlemi için uygunluğu
araştırılmıştır (Şekil 2-5). Besleme stoklarının reolojik özellikleri incelendiğinde; hacimce %51 alümina+%49
bağlayıcı karışımının reolojik özellikleri ilk bakışta TEK işlemi için uygun görünmektedir. Fakat bu karışımın kayma
527

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
hızı değerleri, diğer karışımların kayma hızı değerlerine nazaran yüksek olduğundan; özellikle yüksek kalıplama
basınçlarında düşük yoğunluklu bağlayıcıya göre daha yoğun alümina tozlarının bağlayıcıdan ayrışmasına neden
olabileceği, tam dolmama sorununa yol açabileceği düşünülmüştür. Ayrıca TEK işlemi ile üretilmiş parçalarda tam
yoğunluğa ulaşabilmek için mümkün olan azami katı yükleme oranına yaklaşılmalıdır. Bu bağlamda hacimce %51
alümina+%49 bağlayıcı karışımı tercih edilmemiştir.
Şekil 2. 0,6 MPa basınçta karışımların sıcaklık-viskozite grafiği
Şekil 3. 1 MPa basınçta karışımların sıcaklık-viskozite grafiği
Şekil 4. 0,6 MPa basınçta karışımların kayma hızı-viskozite grafiği
528

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 5. 1 MPa basınçta karışımların kayma hızı-viskozite grafiği
Besleme stoklarının reoloji deneylerinde hacimce %56 alümina+%44 bağlayıcı karışımının 170 ˚C’de akmadığı ve
bundan sonraki sıcaklık değerlerindeki viskozite değerlerinin de TEK işlemi için uygun olmadığı görülmüştür. Buna
göre; bu karışım için kritik toz yükü hacimsel olarak %56 alüminadır. Dolayısıyla besleme stoklarını oluştururken
bu oranın altındaki değerlerde oluşturmanın sorunsuz bir TEK işlemi için gerekli olduğu tespit edilmiştir. Dört
farklı besleme stoğunun reolojik özellikleri incelendiğinde TEK için en uygun karışımın hacimce %53 alümina+%47
bağlayıcı olduğuna karar verilmiş ve MgO takviyesi bu orandaki karışımlara yapılmıştır. Burada alümina ve MgO’nun
yoğunluk değerlerinin birbirine çok yakın olması nedeniyle yapılacak MgO takviyesinin alüminanın reolojik özelliklerini
TEK işleminde sorun teşkil edecek şekilde değiştirmeyeceği öngörülmüştür. Bir başka deyişle, takviyesiz alümina
karışımı için geçerli olan en uygun oranın, takviyeli alümina karışımları için de geçerli olacağı kabul edilmiştir. Hacimce
%53 alümina+ %47 bağlayıcıdan oluşan üç farklı MgO takviyeli besleme stoklarının 0,6 MPa ve 1 MPa basınç
değerleri için viskozite-sıcaklık ve viskozite-kayma hızı grafikleri incelenerek TEK işlemi için uygunluğu araştırılmıştır
(Şekil 6-9).
Şekil 6. 0,6 MPa basınçta MgO takviyeli karışımların sıcaklık-viskozite grafiği
Şekil 7. 1 MPa basınçta MgO takviyeli karışımların sıcaklık-viskozite grafiği
Şekil 8. 0,6 MPa basınçta MgO takviyeli karışımların kayma hızı-viskozite grafiği
529

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Hacimce %53 alümina+%47 bağlayıcıdan oluşan takviyesiz, kütlece %0,5, %1 ve %1,5 MgO takviyeli besleme
stoklarının, 0,6 ve 1 MPa basınçlardaki sıcaklık-viskozite grafikleri incelendiğinde viskozite değerlerinin tüm besleme
stoklarında 1000 Pa.s’nın altında olduğu ve TEK işlemi için uygun oldukları rahatlıkla görülebilir. Beslemestoklarının
birbirlerine benzer akış özelliği göstermesiyle, MgO takviyesinin reolojik özellikleri çok değiştirmeyeceği ön görüsü
doğrulanmıştır.
Şekil 9. 1 MPa basınçta MgO takviyeli karışımların kayma hızı-viskozite grafiği
3.2. enjeksiyon makinesinde kalıplama
Farklı enjeksiyon parametreleri sonucunda elde edilen bazı numunelerde basınç, sıcaklık, debi ve mal alma
miktarına bağlı olarak eksik dolum, çapaklanma ve çökme gözlenmiştir. TEK’de eksik dolum, çapaklanma ve çökme
istenmeyen durumlardandır. TEK’de standart numune oluşturma ancak uzun süren deneme-yanılmalar ile mümkün
kılınmıştır (Çizelge 2).
3.3. Bağlayıcı Giderme
çizelge 2. %53 alümina+ %47 bağlayıcı içeren besleme stoğunun TEK ile kalıplanması
Yapılan çözücüde bağlayıcı giderme denemelerinde en iyi sonuç 60 ˚C sıcaklıktaki suda 24 saat bekleme süresinde
elde edilmiştir. Çekme ve eğme numunelerine bu şartlarda bağlayıcı giderme işlemi uygulanmış sonra 50 ˚C’de 5
saat kurutulmuştur. Bu işlem sonunda PEG8000’in, çekme numunelerinden kütlece %84’ü, eğme numunelerinden ise
kütlece %89’u uzaklaştırılmıştır. Isıl bağlayıcı giderme işlemi, sinterleme işleminin başlangıcında gerçekleştirilmiştir.
Isıl bağlayıcı giderme işlemi ilk önce 210 ˚C’ye kadar 3 ˚C/dak ısıtma hızıyla çıkma ve bu sıcaklıkta 30 dak bekleme,
sonra 4 ˚C/dak ısıtma hızıyla 480 ˚C’ye çıkma ve bu sıcaklıkta 30 dak bekleme, daha sonra 5 ˚C/dak ısıtma hızıyla
600 ˚C’ye çıkma ve bu sıcaklıkta 15 dak bekleme olarak gerçekleştirilmiştir. Böylece tamamlanan ısıl bağlayıcı
giderme işleminin (ön sinterleme) ardından numuneler fırın içinden çıkarılmadan sinterleme işlemine devam
edilmiştir. Sinterlemenin başlangıç aşaması olarak planlanıp uygulanan ısıl bağlayıcı giderme işleminde her hangi
bir soruna rastlanılmamış ve sinterleme işlemi sonunda numuneler gayet düzgün çıkmıştır.
3.4. Sinterleme
Öncelikle optimum sinterleme parametrelerinin araştırılmış daha sonra mevcut tane boyutu ve alümina çeşiti için en
uygun sinterleme şartları belirlendikten sonra bir defada çok sayıda numune sinterlenmiştir. Optimum sinterleme parametreleri
belirlenirken kütlece %1 MgO takviyeli büyük ve küçük çekme numuneleri kullanılmış ve sinterleme işlemi
sonunda numunelerin çekme mukavemetleri belirlenerek yorumlanmıştır. Kütlece %1 MgO takviyeli numunelerin
kullanılmasının sebebi, literatürde yapılmış benzer bir çalışmada [21] alüminaya yapılan kütlece %1 MgO takviyesinin
en iyi mekanik özellikleri gösterdiği sonucudur. Optimum sıcaklık olarak 1775 ˚C’nin tespitinden sonra optimum
sinterleme süresinin bulunması için bu sıcaklıkta 2, 4, 6, 8 ve 10 saatlik sinterleme süreleri denenmiştir. Sonuçlara
bakıldığında 8 saat sinterleme sonrası küçük çekme numunelerinde ciddi derece çarpılma gözlemlenmiş ancak
büyük çekme numunelerinde bu sorunla karşılaşılmamıştır. 10 saatlik sinterleme işlemi sonrası her iki tip numunede
de çarpılma gözlemlenmiştir. 1775 ˚C’de 6 saatte sinterlenmiş büyük çekme numunesinin mukavemet değeri ile
aynı sıcaklıkta 8 saatte sinterlenmiş büyük çekme numunesinin mukavemet değerleri karşılaştırıldığında, 8 saatlik
530

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
sinterleme işlemi sonrası çekme mukavemetinde azalma görülmüştür. Bunun nedenin yüksek sıcaklıklarda uzun süren
sinterleme işlemi, tane büyümesine yol açması olarak düşünülmüştür. Alüminadaki anormal tane sınırı büyümesinde
MgO ilavesinin etkilerinin araştırıldığı C. Park ve D. Yoon’un çalışmasında [22] benzer sonuçlar bulunmuştur.
Sonuç olarak en iyi değerler 1775 ˚C’de 6 saatte sinterlenmiş numunelerde elde edilmiştir.
3.5. mekanik testler
Küçük ve büyük çekme numunelerinin 1775 ˚C sıcaklıkta 6 ve 8 saat bekleme sürelerinde yapılan sinterleme
işlemi sonucunda değişen ortalama mukavemet değerlerinin grafiksel gösterimleri Şekil 10 ve 11’de verilmiştir.
Eğme numunelerinin 1775 ˚C sıcaklıkta 6 ve 8 saat bekleme sürelerinde yapılan sinterleme işlemi sonucunda
değişen ortalama mukavemet değerlerin grafiksel gösterimleri Şekil 12’de verilmiştir.
Şekil 10. Küçük çekme numunelerinin 1775 ˚C sıcaklıkta 6 ve 8 saat bekleme sürelerindeki sinterleme işlemine göre
ortalama çekme mukavemetleri
Şekil 11. Büyük çekme numunelerinin 1775 ˚C sıcaklıkta 6 ve 8 saat bekleme sürelerindeki sinterleme işlemine göre
ortalama çekme mukavemetleri
Şekil 12. Eğme numunelerinin 1775 ˚C sıcaklıkta 6 ve 8 saat bekleme sürelerindeki sinterleme işlemine göre
ortalama çekme mukavemetleri
531

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.6. Sinterlenmiş Parçaların % Büzülme ve Yoğunlukları
Küçük çekme numunelerinde en yüksek yoğunluk değeri kütlece %1 MgO takviyeli besleme stoğunda elde
edilmiştir. Maksimum yoğunluk değeri 3,44 g/cm 3 ve %86,8 teorik yoğunluk değeri elde edilmiştir. Benzer durum
büyük çekme numunelerinin yoğunluk değerlerinde de görülmektedir. En yüksek yoğunluk değeri kütlece %1 MgO
takviyeli besleme stoğunda elde edilmiştir. Maksimum yoğunluk değeri 2,84 g/cm 3 ve %71,7 teorik yoğunluk değeri
elde edilmiştir. Eğme numunelerinde %1 MgO takviyeli besleme stoğunda 3,49 g/cm 3 en yüksek yoğunluk ve %88,1
teorik yoğunluk değeri elde edilmiştir. Alüminaya kütlece %0,5 MgO takviyesi yoğunluk değerini artırmakta, MgO takviye
miktarı kütlece %1 olduğunda ise yoğunluk değerleri maksimum olmaktadır. Ancak MgO takviye miktarı kütlece
%1,5 olduğunda yoğunluk değerlerinde düşüş görülmektedir. Küçük çekme numunelerinde %17,8 büzülme değeri,
büyük çekme numunesinde %18,5 büzülme değeri ve eğme numunelerinde %16,2 büzülme değeri elde edilmiştir.
Bu çalışmada toplam üç tip numune kullanılmıştır. Bunlar büyük çekme, küçük çekme ve eğme numuneleridir. Ham
numuneden bağlayıcısı giderilmiş numuneye ve daha sonra sinterlenmiş numuneye geçişi ile sinterlenmiş numunelerdeki
boyutsal daralma Şekil 13’de görülmektedir.
3.7. mikroskobik incelemeler
Şekil 13. Numunelerdeki boyutsal daralma
Ham ve bağlayıcısı giderilmiş takviyesiz alüminaya ait çekme ve eğme numunelerinin SEM görüntüleri Şekil 14’de
görülmektedir.
Şekil 14. Ham ve bağlayıcısı giderilmiş numuneler (a) Ham çekme numunesi
(b) Bağlayıcısı giderilmiş çekme numunesi (c) Ham eğme numunesi (d) Bağlayıcısı giderilmiş eğme numunesi
532

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 14 (a) ve (c)’de görüleceği üzere ham numunelerde bağlayıcılar beyaz renkli bölgelerde yoğun olarak görülmektedir.
Şekil 14 (b) ve (d)’de ise bağlayıcısı giderilmiş numunelerde beyaz bölgelerin ciddi oranda azaldığı görülmektedir.
3.7.1. çekme numuneleri
Dört farklı besleme stoğundan hazırlanıp 1775 ˚C’de 6 saat sinterlenmiş çekme numunelerinin kırılma yüzeylerine
ait SEM görüntüleri Şekil 15’de verilmiştir.
Şekil 15. %53 alümina+ %47 bağlayıcıya sahip çekme numunesi kırılma %5 yüzeyleri (a) Takviyesiz numune:
48 MPa (b) %0,5 MgO takviyeli numune: 50,4 MPa (c) %1 MgO takviyeli numune: 69 MPa (d) %1,5
MgO takviyeli numune: 54,2 MPa
Çekme numunelerinin SEM görüntülerinden de görüldüğü gibi (Şekil 15) alümina tozlarının en yoğun olduğu,
başka bir ifadeyle gözeneklerin en az olduğu %1 MgO takviyeli numune (Şekil 15.c), çekme mukavemetinin yüksek
olduğu numunedir.
3.7.2. eğme numuneleri
Dört farklı besleme stoğundan hazırlanıp 1775 ˚C’de 6 saat sinterlenmiş eğme numunelerinin SEM görüntüleri Şekil
16’da verilmiştir.
533

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 16. %53 alümina+ %47 bağlayıcıya sahip eğme numunesi kırılma % yüzeyleri (a) Takviyesiz numune:
88,2 MPa (b) %0,5 MgO takviyeli numune: 110 MPa (c) %1 MgO takviyeli numune: 158 MPa (d) %1,5
MgO takviyeli numune: 144,1 MPa
Eğme numunelerinin SEM görüntülerinden de görüldüğü gibi (Şekil 16) alümina tozlarının en yoğun olduğu, başka
bir ifadeyle gözeneklerin en az olduğu %1 MgO takviyeli numune (Şekil 16.c.), çekme mukavemetinin yüksek olduğu
numunedir.
4. Sonuçlar
1. Kritik toz yükü %56 alümina olarak bulunmuş ve en iyi toz-bağlayıcı oranı hacimce %53 alümina+ %47 bağlayıcı
olduğu tespit edilmiştir.
2. Granül haline getirilen besleme stoklarıyla düzgün kalıplama için enjeksiyon parametreleri belirlenmiştir. Çekme
numuneleri için 1150 bar enjeksiyon basıncı, 17 cm 3 /s debi, 16 cm 3 mal alma miktarı ve 195 ˚C ortalama
sıcaklıkla kusursuz numuneler kalıplanmıştır. Eğme numuneleri için 900 bar enjeksiyon basıncı, 17 cm 3 /s debi,
13,5 cm mal alma miktarı ve 190 ˚C ortalama sıcaklıkla kusursuz numuneler kalıplanmıştır.
3. En iyi sinterleme parametreleri mukavemet değerleri esas alınarak: 1775 ˚C sinterleme sıcaklığı ve 6 saat bekleme
süresi olarak belirlenmiştir.
4. Takviyesiz alüminadan üretilmiş çekme numunelerinde, maksimum çekme mukavemeti 48 MPa iken kütlece
%1 MgO takviyeli alüminadan üretilmiş numunelerin maksimum çekme mukavemeti 69 MPa’dır. Ayrıca bu
çalışmada kütlece %1 MgO takviyeli alüminadan üretilmiş küçük çekme numunelerinin ortalama çekme
mukavemeti 65,5 MPa iken Yücel’in [12] çalışmasında aynı alümina tozu ile 1800 ˚C’de 10 dak sinterlenmiş
küçük çekme numunelerin ortalama çekme mukavemeti 56,51 MPa’dır. Bu sonuçlara göre alüminaya kütlece
%1 MgO takviyesi yapılarak Yücel’in [12] çalışmasındaki ortalama çekme mukavemet değeri geçilmiştir.
5. Takviyesiz alüminadan üretilmiş numunelerde, ortalama eğme mukavemeti 86,8 MPa iken kütlece %1 MgO takviyeli
alüminadan üretilmiş numunelerde ortalama eğme mukavemeti 155,8 MPa’dır. Yücel’in [12] çalışmasında
alüminadan üretilmiş eğme numunelerinin ortalama eğme mukavemeti 91,4 MPa’dır. Bu sonuçlara göre alüminaya
kütlece %1 MgO takviyesi yapılarak Yücel’in [12] çalışmasındaki maksimum eğme mukavemet değeri
geçilmiştir.
6. Alüminaya kütlece %0,5 MgO takviyesi hem çekme hem de eğme mukavemetdeğerlerini artırmakta, MgO takviye
miktarı kütlece %1 olduğunda ise mukavemet değerleri maksimum olmakta, ancak MgO takviye miktarı
kütlece %1,5 olduğunda mukavemet değerlerinde düşüş görülmektedir.
7. Takviyesiz alüminadan üretilmiş çekme numunelerinde, maksimum yoğunluk değeri 3,11 g/cm 3 ve %78 teorik
yoğunluk elde edilmiştir. Kütlece %1 MgO takvi3yeli alüminadan üretilmiş çekme numunelerinde maksimum
yoğunluk değeri 3,44 g/cm ve %86,8 teorik yoğunluk elde edilmiştir. Takviyes3iz alüminadan üretilmiş eğme
numunelerinde, ortalama yoğunluk değeri 3,12 g/cm ve %78,7 teorik yoğunluk elde edilmiştir. Kütlece %1
MgO takviyeli alüminadan üretilmiş eğme numunelerinde ortalama yoğunluk değeri 3,45 g/cm 3 ve %87,1 teorik
yoğunluk elde edilmiştir.
8. Alüminaya kütlece %0,5 MgO takviyesi yoğunluk değerini artırmakta, MgO takviye miktarı kütlece %1 olduğunda
ise yoğunluk değerleri maksimum olmakta, ancak MgO takviye miktarı kütlece %1,5 olduğunda yoğunluk
değerlerinde düşüş görülmektedir.
9. 1775 ˚C sıcaklıkta 6 saatte yapılan sinterleme işlemi sonucunda: büyük çekme numunelerinde %17,80, küçük
çekme numunelerinde %18,52 ve eğme numunelerinde %16,20 büzülme gerçekleşmiştir.
10. SEM ile yapılan mikro yapı incelemelerinde kütlece %1 MgO takviyeli numuneler daha az gözenekli ve düzgün
sinterlenmiş görünüm sergilemektedir.
534

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
teŞekkÜr
Bu çalışma, Gazi Üniversitesi Bilimsel Araştırma Projeleri tarafından desteklenmiştir.
KAYNAKLAR
1. Karataş, Ç., Sarıtaş, S., “Toz Enjeksiyon Kalıplama: Bir Yüksek ve Teknoloji İmalat Metodu”, Gazi Üniversitesi
Mühendislik Mimarlık Fakültesi Dergisi, Ankara, 13 (2): 193-228, (1998).
2. Öztürk, M., “SiC İlaveli Alümina Seramik Kompozitler”, Yüksek Lisans Tezi,
Sakarya Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, Sakarya, 1-83 (2007).
.ıran, M., “ Alüminanın Ekstrüzyonla Şekillendirilmesi”, Yüksek Lisans Tezi, Afyon Kocatepe Üniversitesi Fen
Bilimleri Enstitüsü, Afyon, 1- 4 (2006).
4.Byung-Ki, K., Seong-Hyeon, H., Sang-Ho, L., “Alternative explanation for the role of magnesia in the sintering of
alumina containing small amounts of a liquid phase”, Seoul National University, Korea, 634-635 (2003).
5.Hwang, K.S., Hsieh, C.C., “Injection-Molded Alumina Prepared with Mg-
Containing Binders”, The American Ceramic Society, USA, 2349-2359 (2005).
6.Vielma, P.T., Cervera A., Levenfeld, B., Varez, A., “Production of alumina parts by powder injection molding with a
binder system based on high density polyethylene”, Universidad Carlos III de Madrid, Spain, 763-771 (2008).
7. Yang, W.W., Yang, K.Y., Hon, M.H., “Effects of PEG molecular weights on rheological behavior of alumina injection
molding feedstocks”, National Cheng Kung University, Taiwan, 416-424 (2002).
8. Oliveira, R.V.B., Soldi, V., Fredel, M.C., Pires, A.T.N., “Ceramic injection moulding: influence of specimen dimensions
and temperature on solvent debinding kinetics”, Universidade Federal de Santa Catarina, Brazil, 213-220
(2005).
9. Wei, W.C.J., Wu, R.Y., Ho, S.J., “Effects of pressure parameters on alumina made by powder injection moulding”, National
Taiwan University, Taiwan, 1301-1310 (2000).
10. Loebbecke, B., Knitter, R., Haußelt, J., “Rheological properties of alumina feedstocks for the low-pressure
injection moulding process”, Institute for Materials Research III, Germany, 1595-1602 (2009).
11.Bakan, H.I., Güneş, M., “Development of Water Soluble Binder Systems for Low Pressure Injection Molding of
Alumina”, TUBITAK-MRC Materials and Chemical Technologies Research Institute, Turkey, 313-316 (2004).
12. Yücel, İ., “Toz enjeksiyon kalıplanmış alüminanın mekanik özellikleri”, Yüksek Lisans Tezi, Gazi Üniversitesi
Fen Bilimleri Enstitüsü, Ankara, 1-117 (2007).
13. Trunec, M., Cihlar, J., “Thermal Debinding of Injection Moulded Ceramics”, Technical University of Brno,
Czech Republic, 203-209 (1997).
14. Krauss, V.A., Oliveira, A.A.M., Klein, A.N., Al-Qureshi, H.A., Fredel, M.C., “A model for PEG removal from alumina
injection moulded parts by solvent debinding”, Federal University of Santa Catarina, Brazil, 268-273 (2007).
15. Yang, W.W., Yang, K.Y., Wang, M.C., Hon, M.H., “Solvent debinding mechanism for alumina injection molded
compacts with water-soluble binders”, National Cheng Kung University, Taiwan, 745-756 (2003).
16. Wong, T.L., Li, R.K.Y., Wu, C.M.L., “Injection Moulding of SiC / Al2O3 Composites”, City University of Hong
Kong, Hong Kong, 399-404 (1997).
17. Mannschatz, A., Höhn, S., Moritz, T., “Powder-binder separation in injection moulded green parts”, Fraunhofer Inst. for
Ceramic Tech. and Systems, Germany, 1-6 (2010).
18. Trunec, M., Cihlar, J., “Thermal removal of multicomponent binder from ceramic injection mouldings”, Technical
University of Brno, Czech Rep., 2231-2241 (2002).
19. Wei, W.C., Tsai, S.J., Hsub, K.C., “Effects of mixing sequence on alumina prepared by injection molding”, Nationai
Taiwan University, Taiwan, 1445-1451 (1998).
20. Say, C.A., Earl, D.A., Thompson, M.J., “Optimization of the sintered density of aluminum oxide compacts”, New
York State College of Ceramics at Alfred University, USA, 262-267 (2002).
21. Heraiz, M., Merrouche, A., Saheb, N., “Effect of MgO addition and sintering
parameters on mullite formation through reaction sintering kaolin and alumina”, International Islamic University
Malaysia, Malaysia, 285-290 (2006).
22. Park, C.W., Yoon, D.Y.,” Abnormal grain growth in alumina with anorthite liquid
and the effect of MgO addition”, Korea Advanced Institute of Science and Technology, Korea, 1585-1593
(2002).
23. Erdem, O., “Toz enjeksiyon yöntemiyle kalıplanmış MgO takviyeli alüminanın
mekanik özelliklerini araştırılması”, Yüksek Lisans Tezi, Gazi Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, Ankara, 1-117
(2010).
535

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
maGnezYumun ilaVeSinin al4Cu tm alaŞımının YaŞlanma
DaVranıŞına etkileri
azim Gökçe*, Fehim FINDIK**, Ali Osman KURT***
* Sakarya Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi Metal Eğitimi Bölümü,54187, Sakarya, azimg@sakarya.edu.tr
** Uluslararası Sarajevo Üniversitesi, Mühendislik ve Fen Bilimleri Fakültesi, Mmakine Mühendisliği Bölümü,
71000, Saraybosna, Bosna-Hersek, ffindik@ius.edu.ba
*** Sakarya Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 54187, Sakarya,
aokurt@sakarya.edu.tr
özet
Bu çalışmada elementel olarak hazırlanmış % 4 bakır içeren alüminyum alaşımına farklı oranlarda magnezyum
katkısı yapılmış, alaşımın yapay yaşlanma davranışı mikroyapı ve sertlik sonuçlarıyla incelenmiştir. Magnezyum
ilavesi Al4Cu toz metal ana malzemesinin yaşlandırma ile sertlik kazanma kabiliyetini artırmaktadır. Magnezyum
ilavesiz numunede sertlikte 6 saatlik yaşlandırma ile yaklaşık % 40’lık bir artış saşlanırken, aynı numuneye % 0,5
magnezyum ilavesi ile 6 saatlik bir yaşlandırma sonrası sertlik artışı yaklaşık % 95 olmaktadır. Çalışmada en yüksek
sertlişe (117 HB) % 2 magnezyum içeren alaşımın 24 saat yapay yaşlandırılması sonucu ulaşılmıştır.
anahtar kelimeler: Al Toz Metal, Mikro Alaşımlama, Sinterleme, Toz Metal Isıl İşlemleri.
eFFeCtS oF tHe maGneSıum aDDıtıon on tHe aGınG BeHaVıor oF
al4Cu Pm alloY
aBStraCt
In this study, various levels of magnesium added into pre-mixed Al4Cu powder metallurgy alloy and aging behavior
of the alloy was investigated. The addition of Mg resulted in an increase in age hardening ability of the onto the main
Al4Cu PM alloy. The alloy without Mg addition has only 40 % increase in hardness after 6 hours ageing whereas
with an 0,5 wt% Mg addition on to the same alloy resulted in an 95 % increase in hardness after 6 hours ageing.
In the study, the highest hardness value was obtained with an alloy (Al4Cu2Mg) of 2 % Mg addition after 12 hour
ageing.
keywords: Al Powder Metallurgy, Micro-Alloying, Sintering, Powder Metallurgy Heat Treatments.
1. GiriŞ
Alüminyum alaşımlarının düşük özgül ağırlık, yüksek korozyon direnci, geri dönüşüm gibi özellikleri toz metalurjisi
yönteminin avantajları ile birleşmesiyle tozmetal alüminyum alaşımları son yıllarda giderek artan bir oranda endüstriyel
ve teknolojik ürünlerde kullanım alanı bulmaktadır. Alüminyum tozlarından üretilen alaşımlar işlenmiş alüminyum
alaşımları ile büyük oranda benzer bileşimdedir.
Alüminyum tozlarının sıkıştırılma özelliği, genel olarak toz morfolojisine ve boyut dağılımına bağlı olmakla beraber,
350 MPa basınç altında teorik yoğunluğunun %90’ına kadar ulaşılabilmektedir. Demir esaslı tozlara nispeten alüminyum
tozmetal malzemelerin sinterlenmesi için çok daha düşük sıcaklıklar yeterli olmaktadır. Bu ise zamandan
ve enerjiden büyük tasarruf sağlamaktadır [1].
536

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Alüminyumun toz metalurjisinde kullanımındaki büyük sorunlardan biri yüzey oksididir. Alüminyum üzerindeki oksidin
kalınlığı ortam sıcaklığı, alüminyum tozunun üretiminde kullanılan süreç, saklandığı ortamdaki nem gibi değişkenlere
bağlıdır. Oda sıcaklığında kütle alüminyum yüzeyindeki oksidin kalınlığı yaklaşık 10 – 20 Å’dur. Atomize alüminyum
üzerindeki oksit kalınlığı ise 50-150 Å arasındadır. Alüminyum üzerindeki oksit genellikle amorf ve emilen
su tabakası nedeniyle hidrolize olmuş durumdadır. 350 o C üzerindeki sıcaklıklarda tavlama sürecinde oksit tabakası
g-Al2O3 halinde kristalize olur. Oksit tabakası düşük ergime dereceli metallerde katı faz sinterlemeyi engelleyici bir
faktördür. Bu yüzde alüminyum alaşımlarının sinterlenmesinde sıvı faz daha çok tercih edilir bir yöntemdir. Bazı
metallerin alaşım sistemine katılması sinterleme sırasında oksit tabakasını elimine edici etki yapabilir. Magnezyum
katkısının yüzeyde oluşan oksit tabakasını kırmak süratiyle alüminyum alaşımlarının sinterlenmesinde olumlu katkı
yaptığı bilinmektedir[2,3,4,5]. Sisteme magnezyum katılması durumunda; oluşan reaksiyon aşağıdaki gibidir[6].
3Mg + 4Al 2 O 3 3MgAl 2 O 4 + 2Al …………………(1)
Scheaffer[6] yaptığı TEM çalışmaları ve mikroyapısal analizler ile Al 2xxx serisine yapılan Mg katkısıyla Spinel
fazın oluştuğunu göstermiştir. Sinter esnasında magnezyumun alüminyum matris içine nüfuz etmektedir Sonrasında
yukarıdaki reaksiyon sonucu oksit film tabakası üzerinde hacimce değişim meydana gelmekte ve bundan
dolayı oluşan kesme gerilmesi oksit tabakasının kırılmasına sebep olmaktadır. Böylelikle yayınım (difüzyon), ıslatma
sonucunda sinterlemenin daha iyi olmasını sağlamaktadır. Dolayısıyla, oksit tabakası bir problem olmaktan
çıkmaktadır.
Alüminyum bakır alaşımlarının mukavemetinin artırılması için ısıl işlem uygulanması pratikte sıklıkla kullanılan bir
yöntemdir. Bu yöntem çözeltiye alma, su verme ve yaşlandırma olarak üç basamaktan oluşmaktadır[7].
Bu çalışmada elementel tozlarla hazırlanmış Al4Cu ana alaşımına çeşitli miktarlarda (% 0,5 – 2) magnezyum ilavesinin
mikroyapıya ve yaşlandırma sonucunda ana malzemenin sertliğine olan etkileri incelenmiştir.
2. DeneYSel çalıŞmalar
2.1 Hammadde ve kompozisyon Hazırlama
Çalışmada kullanılan tozların özellikleri Tablo 1’de verilmiştir. Tablo 2`de ise çalışmada üretilen alaşımların bileşimleri
görülmektedir.
tablo1. Deneysel çalışmalarda kullanılan tozların özellikleri
Toz Tedarikçi Safiyet (%) Toz Boyutu ( µm)
Alüminyum Gürel Makine A.Ş. 99,60 -53
Bakır Gürel Makine A.Ş. 99,60 -53
Magnezyum Magnezyum Metal A.Ş. 99,95 -53
,00
tablo 2. Üretilen alaşımların bileşimleri
Alaşım Kodu
Alaşım Kodu
Al
Alaşım Elementi (% ağ.)
Cu Mg
Al4Cu 96,00 4,00 --
Al4Cu0.5Mg 95,50 4,00 0,50
Al4Cu0.5Mg1Mg 95,00 4,00 1,00
Al4Cu0.5Mg2Mg 94,00 4,00 2,00
Alaşımın bileşimine uygun olacak şekilde tozlar 0,0001 gr hassasiyetli Precisa hassas terazide tartılmış sonrasında
tabanı 35 mm çapında 80 mm yüksekliğinde geniş ağızlı silindirik HDPE şişelere konmuştur. Karıştırma işleminin
daha etkili olması açısından 5mm çapında ZrO 2 bilyeler kullanılış olup, şişelerin hacimce 1/3’ü karışım toz, 1/3 ü
ZrO 2 bilye ile doldurulmuş 1/3’lük kısmı ise boş bırakılmıştır. Karıştırma işlemlerinde Turbula-T2F Mixer kullanılmış
olup karıştırma süresi 3 saat olarak belirlenmiştir.
537

2.2. Şekillendirme işlemleri
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Kompaktların üretilmesinde 14 Ton kapasiteli manüel hidrolik baskı cihazı kullanılmıştır. Numune üretiminde kullanılan
basınç 400 MPa’dır. Üretilen silindirik ham parçaların çapı 16 mm yüksekliği ise 4 mm olacak şekilde ayarlanmıştır.
Ham parçaların sinter öncesi yoğunlukları kütlelerinin hesaplanmış olan hacimlerine bölünmesi ile bulunmuştur.
Kalıp aşınmasının engellenmesi için her bir şekillendirme işlemi öncesi kalıp boşluğu ve kalıp zımbaları çinko
stearat ile yağlanmıştır. Çinko stearattın yüzeye dağılımı yüksek safiyetli alkol ile gerçekleştirilmiştir.
2.3. Sinterleme işlemleri
Sinterleme işlemlerinde Honeywell DC2500 kontrol ünitesi ile programlanabilen silindirik yatay tüp fırın kullanmıştır.
Fırının reaktör tüpü 316 L paslanmaz çelikten özel olarak imal edilmiştir. Çözeltiye alma işlemlerinde de aynı fırın ve
tüp kullanılmıştır. Numuneler fırına Al 2 O 3 altlıklar üzerinde yerleştirilmiştir. Sinterleme işlemlerinde yüksek safiyette
azot gazı kullanılmıştır. Gaz içindeki olası çok düşük oksijen safsızlığının önüne geçilmesi amacıyla tüpten çıkan
gaz fırına girmeden önce silika jel ile doldurulmuş gaz yıkama şişesinden geçirilmiştir. Gaz akış hızı sinter esnasında
1 lt/dk olarak belirlenmiştir.
Sinterleme sıcaklığı 615 °C olup bu sıcaklığa 15 o C/dk hızla çıkılmıştır. Kontrolsüz olarak fırın içerisinin bu sıcaklıkların
üzerine aşılmasını engellemek amaçlı 600 °C`nin üzerinde fırın ısıtma hızı 1 o C/dk olarak gerçekleştirilmiştir
(Şekil 1). o C o CÇözeltiye alma ve yaşlandırma sıcaklıkları her 3 grup numune için de aynıdır. Çözeltiye alma işlemi
sonrasında aşırı doymuş yapı elde edilmesi amacıyla fırından çıkartılan numuneler oda sıcaklığındaki su içerisine
düşürülmüştür. Isıl işlem süreci olarak döküm alüminyum alaşımlarına uygulanan T6 ısıl işlemine benzer bir süreç
olan T51 süreci seçilmiştir (Şekil 1). Bu sürece göre sinter sonrasında numuneler oda sıcaklığına düşmeden
çözeltiye alma sıcaklığına kontrollü olarak soğutulmaktadır. Yaşlandırma işlemleri Protherm-PFL-130/6 kül fırında
yapılmış olup yaşlandırma süresi 6, 12, 24 ve 48 saat olarak seçilmiştir.
2.4. Sinter Sonrası işlemler
Sinterlenen numunelerin yoğunlukları Arşimet Prensibine göre belirlenmiştir. Yoğunluk belirleme işlemleri karışım
hazırlamada kullanılan hassas teraziye bağlanan yoğunluk ölçüm kiti ile yapılmıştır. Yoğunluk ölçümü sonrasında
numuneler hassas kesme cihazı ile ortadan kesilip herhangi bir kontrolsüz yaşlanmanın engellenmesi için soğuk
olarak reçineye alınmıştır. Mikroyapısal inceleme için numuneler geleneksel metalografik işlemlerden geçirilmiş
nihai parlatmada 0,3 µm’lik alümina süspansiyon kullanılmıştır. Optik mikroskop olarak Clemex Image Analysis yazılımı
ile senkronize çalışan Nicon Eclipse L150A metal mikroskobu, elektron mikroskobu olarak Jeol JSM 6060LV
taramalı elektron mikroskobu kullanılmıştır.
Sertlik ölçümlerinde BMS 200 RB sertlik ölçüm cihazı kullanılmış olup seçilen yük 62,5 kg ve yük uygulama süresi
10 saniyedir. Her bir numuneden 5 ölçüm alınmış ortalama değer o numunenin sertlik değeri olarak kabul edilmiştir.
Şekil 1. Sinterleme çalışmalarında kullanılan sıcaklık-zaman grafiği.
538

3. DeneYSel Sonuçlar ve tartıŞma
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Deneysel çalışmalarda kullanılan tozların morfolojik özelliklerinin incelenmesi amacıyla çekilmiş olan elektron mikroskobu
görüntüleri Şekil 2’de verilmiştir.
Şekil 2. Kullanılan tozların SEM görüntüleri a)Al b)Cu c)Mg (. ölçü çizgisi a, b ve c için 100 µm’dir). ve d için ise
50 µm`dir. Ölçü çizgisleri daha da belirginleştirilecek
Literatürde alüminyum-bakır alaşımlarının sinterlenmesi ile ilgili çalışmalarda sinterlemenin 580-620 o C sıcaklıklar
arasında yapıldığı görülmüştür[6,8,9,10]. Sinterleme sıcaklığının belirlenmesinde bakır oranı arttıkça sinterleme
sıcaklığı düşmektedir. Alüminyum bakır denge diyagramına göre (Şekil 3) % 4 bakır katkısı ile ötektik sıvı faza geçiş
sıcaklığı yaklaşık olarak 590 °C’dir. Bu sıcaklık üzerinde yapılan sinterleme işlemi sıvı faz olarak adlandırılır. Oluşan
ötektik sıvı fazın kapiler basınç etkisiyle parçacıkların arasını doldurması ile daha yoğun bir yapı elde edilmesini
sağlar. Daha önce yapılan bir çalışma[3] magnezyum katkısı ile birlikte sıvı faz oluşma sıcaklığının düştüğünü
göstermiştir. Bu yüzden çalışmada kullanılan sinter sıcaklığı olan 615 °C’de oluşan ötektik fazın diyagramda belirlenenden
daha fazla olduğu düşünülmektedir. Çözeltiye alma sıcaklığı olan 550 °C’de bakırın tamamı yapıya girerken
oda sıcaklığında alüminyum içinde bakırın çok az bir kısmı çözünebilmektedir. Bu durumda ani soğutma ile aşırı
doymuş bir yapı elde edilmektedir.
Şekil 3. Al-Cu faz diyagramının alüminyumca zengin kısmı.
Şekil 4’de sinterlenmiş Al4Cu ve Al4Cu2Mg alaşımlarına ait mikroyapılar görülmektedir. Magnezyum ilavesi ile
birlikte yapıda tane büyümesi görülürken tane sınırları da magnezyum ilavesiz numuneye göre daha belirgindir.
Magnezyum ilavesi aynı zamanda mikroyapıda tespit edilebilir belirgin şekilde porozitede artışa sebep olmuştur
(Şekil 5). Magnezyumun spinel faz oluşturarak alüminyum yüzeyindeki oksit tabakasını kırması dolayısıyla sıvı faz
oluşumunu kolaylaştırması ve tane sınırlarındaki sıvı faz miktarı artışıyla beraber daha kalın tane sınırları oluştuğu
düşünülmektedir.
539

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 4. Sinterleme işlemi sonrasında a)Al4Cu b) Al4Cu2Mg alaşımı.
Şekil 5. Üretilen alaşımların sinter sonrası % teorik yoğunluk değerleri.
Al4Cu numunesine ait çözeltiye alma sonucunda oluşan optik mikroyapı görüntüsü Şekil 6-a’da; taramalı elektron
mikroskobu görüntüsü ise Şekil 6-b’de verilmiştir. Şekil 6-a genel yapının görülmesi amacıyla en düşük büyütmede
(50X) çekilirken Şekil 6-b çökeltilerin ve gözenek büyüklüğünün daha iyi incelenmesi amacıyla yüksek büyütmede
alınmıştır. Şekil 6-a’da verilen numunede makro porozite görülmemektedir.
Şekil 6. Çözeltiye alma işlemi sonucu Al4Cu numunenin a) optik b) SEM görüntüsü
Şekil 6-b’de belirtilen noktalara ait EDS analiz sonuçları Tablo 3’de sunulmuştur. Yapıda görülen beyaz bölgelerin
demir ve bakırca zengin bölgeler olduğu görülmekle beraber özellikle demirce zengin bölgeler iğnemsi yapıda çökeltiler
oluşturmuştur. Al4Cu numunesinin çözeltiye alma sonrası çekilmiş XRD grafiğinde (Şekil 7) yapıda Al-Cu-Fe
intermetalik fazının oluştuğunu tespit edilmiştir.
540

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
tablo 3. Şekil 6-b’de belirtilen noktaların EDS analiz sonuçları.
Nokta
Al
Element (% ağ.)
Cu Fe
1 69,874 21,952 8,174
2 95,131 4,869 --
3 98,836 1,164 --
4 97,879 1,762 0,359
Şekil 7. Al4Cu numunenin çözeltiye alma sonrası XRD grafiği. (◊-Al 7 Cu 2 Fe, -Al)
Yapıda görülen demir tozların üretim safhasında ve safsızlık olarak gelmektedir. Demir θ fazı içinde çözünerek
Al 7 Cu 2 Fe fazını oluşturmaktadır. Bu faz mikroyapıda iğnemsi/çubuksu formda yer almaktadır (Şekil 6-b).
Al4Cu2Mg numunenin çözeltiye alma işlemi sonucu mikroyapısı Şekil 8’de verilmiştir. Magnezyum ilavesi ile birlikte
ilavesiz numuneye oranla en büyük fark olarak magnezyumun bütün mikroyapıda dağılması ve analiz yapılan noktalarda
bulunan oksijen dikkat çekmektedir (Tablo 4). Matris olarak ifade edilebilecek 1 numaralı nokta da dahil olmak
üzere analiz yapılan her noktada oksijen bulunmasının nedeni, yapıyı oluşturan elementlerin oksijene ilgisinin
yüksek olmasındandır. Bakır içeriğinin yüksek olduğu 3 ve 4 numaralı noktalarda demir içeriğinin de yüksek olması
XRD sonuçlarını (Şekil 7) doğrular niteliktedir.
Şekil 8. Al4Cu2Mg numunenin çözeltiye alma işlemi sonucu mikroyapı görüntüsü
tablo 4. Şekil 8’de belirtilen noktalara ait EDS elementel analiz sonuçları.
Nokta
Al
Element (% ağ.)
Cu Mg O Fe
1 84,133 1,342 2,714 11,811 --
2 92,121 1,366 1,725 4,788 --
3 43,621 17,346 3,440 32,280 3,311
4 43,617 17,539 3,091 28,664 7,088
Al4Cu2Mg numunesinin 24 saat yaşlandırma sonucu mikroyapı görüntüsü Şekil 9’da verilmiştir. Mikroyapı görüntülerine
göre tane sınırları belirgin olmakla beraber kimi noktalarda ikincil fazın daha belirgin olduğu dikkat çekmektedir.
Çözeltiye alma işlemi sonrasında çözeltiye alınamayan Al-Cu-Fe intermetaliğinin (Şekil 7) mikroyapıda
541

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
farklı renkte göründüğü tespit edilmiş olup tane sınırlarında yoğun olarak biriken bu fazın sertlik üzerinde olumlu bir
etkisi olsa da mekanik özellikler üzerinde olumsuz bir etkisinin olacağı düşünülmektedir. Bu fazın bakırca zengin
bölgelerde daha yoğun bulunduğu EDS analizi ile tespit edilmiş olup matris olarak ifade edilecek 1 ve 4 numaralı
noktalarda demir tespit edilmemesi bu fazı çözeltiye alınamadığı kanıtlar niteliktedir.
Şekil 9. Al4Cu2Mg numunenin 24 saat yaşlandırma sonucu görüntüsü.
tablo 5. Şekil 9’da belirtilen noktaların EDS analiz sonuçları
Nokta
Al Cu
Element (% ağ.)
Mg O Fe
1 96,667 1,865 1,468 -- --
2 43,917 39,113 1,976 11,201 3,792
3 96,242 1,481 2,277 -- --
4 91,216 1,293 1,566 5,925 --
Üretilen alaşımlara ait sertlik değerleri Tablo 6’a verilmiştir. Sonuçlara göre en yüksek sertlik değeri 24 saat yaşlandırılan
Al4Cu2Mg numunesinde elde edilmiştir. % 2 magnezyum ilavesi, alaşım sertliğinde hiçbir ısıl işlem olmadan
% 50 artış sağlamaktadır. Magnezyumun sinter kolaylaştırıcı etkisi ve yapıda ince bir şekilde dağılması bunun başlıca
sebebidir. Ayrıca magnezyum katkısı arttıkça yaşlanma için gerekli süre kısalmıştır. Elde edilen sertlik değerleri
literatürdeki benzer çalışmalardan daha yüksektir[11,12,13].
Alaşım
Sinter
tablo 6. Üretilen alaşımların sertlik değerleri
Çözeltiye
alma
Sertlik (HRB)
Yapay Yaşlandırma
6 saat 12 saat 24 saat 48 saat
Al4Cu 42,2 50,5 59,2 62,3 73,6 72,2
Al4Cu0.5Mg 44,0 53,8 86,2 81,6 92,4 94,3
Al4Cu1Mg 53,6 78,8 92,4 89,2 105,2 96,6
Al4Cu2Mg 62,2 97,7 111,1 110,5 118,12 101,8
4. Sonuçlar
Özetle bu çalışmada aşağıdaki sonuçlara ulaşılmıştır.
• Hammadde olarak kullanılan tozlardan safsızlık olarak gelen demir Al-Cu ile birleşerek Al7Cu
Fe intermetaliği
2
oluşturmaktadır ve bu intermetalik çözeltiye alma ısıl işlemi ile yapıda çözülememektedir.
• Al-Cu-Mg alaşımına eklenen mikro düzeyde magnezyum ile sertlikte yaklaşık %50 artış elde edilmiştir.
• Magnezyum ilavesi yaşlandırma ile sertlik kazanma kabiliyetini artırmaktadır.
• Magnezyum ilavesiz numunenin sertliği 6 saatlik yaşlandırma ile yaklaşık % 40’lık bir sertlik artışı sağlanırken,
aynı numuneye % 0,5 magnezyum ilavesi ile 6 saatlik bir yaşlandırma ile sağlanan sertlik artışı yaklaşık % 95’dir.
• En yüksek sertlik 118,2 HB ile k elde edilebilirkenen yüksek sertlik değerine te ulaşılmıştır. en % 2`lik magnezyum
katkısı yapılan numunelerin 24 saat yaşlandırılması ile elde edilmiştir.
• Alaşımlandırma ve ısıl işlem ile Al4Cu alaşımının sertliği % 179 artırılabilmektedir.
•
Silisyum ilavesinin % 1`e çıkarılması ile en yüksek sertliğe 6 saatte çıkılabilmektedir.
542

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
teŞekkÜr
Bu çalışma Sakarya Üniversitesi Bilimsel Araştırma Projeleri Komisyonunca desteklenmiştir (SAÜ-BAPK 2009-
50-02-020). Yazarlar, tozların teminindeki desteğinden dolayı Gürel Makina A.Ş. ve Magnezyum Metal’e teşekkür
eder.
KAYNAKLAR
1. İnternet Sitesi - European Powder Metallurgy Association- http://www.epma.com/New_non_members/structural_parts.htm
2. Lumley, RN., Sercombe, TB., Schaffer, GB., “Surface Oxide and the Role of Magnesium During the Sintering of
Aluminum”, metallurgical and materials transactions a, Vol. 30A, pp. 457-463, 1999.
3. Kondoh, K., Kimura, A.,Watanabe, R., “Effect of Mg on Sintering Phenomenon of Aluminium Alloy Powder
Particle”, Powder metallurgy, Vol. 44, pp. 161-164, 2001.
4. Gökçe, A., Fındık, F., Kurt, AO., ”Microstructural Examination and Properties of Premixed Al-Cu-Mg Powder
Metallurgy Alloy”, materials Characterization, Vol. 62, pp. 730-735, 2011.
5. MacAskill, IA., Hexemer Jr, RL., Donaldson, IW., Bishop, DP, “Effects of Magnesium, Tin and Nitrogen on the
Sintering Response of Aluminum Powder”, Journal of materials Processing technology, Vol. 210, pp. 2252-
2260, 2010.
6. Schaffer, GB., Sercombe, TB., Lumley, RN.,”Liquid Phase Sintering of Aluminium Alloys”, materials Chemistry
and Physics,Vol. 67,pp. 85–91, 2001.
7. Smith, WF., Mühendislik Alaşımlarının Yapı ve Özellikleri, Çeviri:Dr.Mehmet Erdoğan, Nobel Yayınları, Ankara,
2001.
8. Kyung, HM., Kang, SP., Lee, BH., Lee, JK., Kim, YD., “Liquid Phase Sintering of the Commercial 2xxx Series Al
Blended Powder”, Journal of alloys and Compounds, Vol. 419(1-2), pp. 290-293,2006.
9. Hall, BJ., Schaffer, GB., “Statistical Experimental Design of Al-Cu-Mg-Si P/M Alloys”, Journal of light metals,
Vol. 2(4),pp. 229-238, 2002.
10. Lefebvre, LP., Thomas, Y.,White, B., “Effects of Lubricants and Compacting Pressure on the Processability and
Properties of Aluminum P/M Parts”, Journal of light metals, Vol. 2(4), pp. 239-246, 2002.
11. Kent, D., Schaffer, GB., Drennan, J., “Age Hardening of a Sintered Al-Cu-Mg-Si-(Sn) Alloy”, materials Science
and engineering: a, Vol. 405(1-2), pp. 65-73, 2005.
12. Delgado, ML., Ruiz-Navas, EM., Gordo, E., Torralba, JM., Enhancement of Liquid Phase Sintering Through
Al-Si Additions to Al-Cu Systems, Journal of materials Processing technology, Vol. 162-163, pp. 280-285,
2005.
13. ...c. T Durmus HK., Meric C., “Age-hardening Behavior of Powder Metallurgy AA2014 Alloy”, materials and
Design, Vol. 28(3), pp. 982-986, 2007.
543

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
W-ni-Fe alaŞımlarınDa BaĞlaYıCı Faz BileŞiminin mekanik
özelliklere etkiSi
n. kaan çalıŞkan*, Nuri DURLU**, Önder M. SOYER*, Şakir BOR***
*TÜBİTAK-SAGE, Metal ve Seramik Malzemeler Birimi, PK 16, Mamak, Ankara,
** TOBB, Ekonomi ve Teknoloji Üniversitesi, Makina Müh Böl., 06560, Ankara,
***Orta Doğu Teknik Üniversitesi, Metalurji ve Malzeme Müh. Böl., Ankara
özet
Tungsten ağır alaşımları sıvı fazlı sinterleme teknikleri kullanılarak üretilmekte ve bağlayıcı faz olarak genellikle Ni-
Fe alaşımı kullanılmaktadır. Bu çalışmada %97 ağırlık oranında W içeren ağır alaşımda, bağlayıcı faz içindeki Ni:Fe
oranının (2, 3, ve 4) mekanik özelliklere etkisi incelenmiştir. Numuneler soğuk izostatik presleme ile 300 MPa basınç
altında preslenmiş ve 1480°C’de hidrojen ve argon altında 30 dakika süre ile sinterlenmiştir. Sıvı fazlı sinterlenmiş
numunelerin mekanik özellikleri belirlenmiş ve mikroyapıları optik mikroskop ve taramalı elektron mikroskop ile
incelenmiştir. Bağlayıcı faz içindeki Ni:Fe oranının artmasına bağlı olarak çekme dayanımının ve sünekliğin azaldığı
gözlenmiş ve bu değişimin sinterlenmiş numuneler içinde bulunan tungsten ve bağlayıcı fazın dışında oluşan
üçüncü bir faz ile ilgili olduğu belirlenmiştir.
anahtar kelimeler: Tungsten ağır alaşımları, sıvı fazlı sinterleme, W-Ni-Fe, mekanik özellikler
eFFeCt oF BınDer PHaSe ComPoSıtıon on tHe meCHanıCal
ProPertıeS oF W-nı-Fe alloYS
aBStraCt
Tungsten based alloys are produced by liquid phase sintering technique. Ni-Fe alloys are the most commonly used
binder phase in the manufacturing of tungsten alloys. This study investigates the effect of Ni:Fe ratio (2,3 and 4) on
the mechanical properties of tungsten based alloys with 97 wt.% tungsten. Samples were cold isostatically pressed
under 300 MPa and sintered at 1480°C for 30 minutes under hydrogen and argon. The mechanical properties of
the liquid phase sintered samples were determined, and the microstructures were investigated with optical and
scanning electron microcopy. The study show that increase in Ni:Fe ratio of the binder phase decreases the tensile
strength and % elongation of the samples. The decrease in the mechanical properties of the heavy alloys is related
to the formation of a third phase in these alloys.
key Words : Tungsten heavy alloys, liquid phase sintering, W-Ni-Fe, mechanical properties
1. GiriŞ
Tungsten ağır alaşımları sıvı fazlı sinterleme ile üretilen, yüksek yoğunluk ve yüksek mekanik özelliklere sahip iki
fazlı metal matriks kompozitleridir. Bu tür alaşımlarda ana fazı yaklaşık olarak %90-%98 ağırlık oranlarında kullanılan
ve dayanımı yüksek olan hacim merkez kübik kristal yapılı W, ikinci fazı ise (matriks veya bağlayıcı faz) sıvı fazlı
sinterleme işlemi sırasında bir miktar W’nin çözündüğü yüzey merkez kübik kristal yapılı ve sünekliği yüksek olan
Ni-Fe-W ve Ni-Cu-W katı çözeltileri oluşturmaktadır. Bağlayıcı faz bileşiminde Ni’e ek olarak Fe veya Cu kullanımı,
544

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
W’nin Ni içindeki çözünürlüğünü azaltarak özellikle kırılganlığa yol açan üçüncü fazların oluşumunu engellemekte
ve mekanik özelliklerde artışa yol açmaktadır.
Tungsten ağır alaşımlarının üretiminde en yaygın olarak kullanılan üçlü sistem W-Ni-Fe sistemidir. Bu üçlü sistemde
bağlayıcı faz bileşimindeki Ni:Fe oranının 7:3 olduğu durumda intermetalik faz oluşumlarının engellenerek sinterlenmiş
durumdaki en iyi mekanik özellikleri verdiği ifade edilmiştir [1]. Özellikle W miktarının %90-%98 ağırlık oranında
ve bağlayıcı faz bileşimindeki Ni:Fe oranının 7:3 olduğu alaşımlarda sağlanan yüksek dayanım (∼850-1000
MPa) ve yüksek süneklik (∼%12-%30 uzama) değerleri, bu tür alaşımların savunma sanayisinde yaygın olarak
kullanımına yol açmıştır.
Sıvı fazlı sinterlenmiş tungsten ağır alaşımlarının mekanik özellikleri üzerine yapılan bir çalışmada, bağlayıcı faz
bileşimindeki Ni:Fe oranının 7:3 olduğu ve W ağırlık oranlarının %80 ile %92 arasında değiştiği W-Ni-Fe kompozit
malzemelerinde, mekanik özelliklerin sadece tungsten parçacıklarına bağlı olduğu ve bağlayıcı faz miktarından
etkilenmediği bulunmuştur [2]. Bağlayıcı faz bileşimindeki Ni:Fe oranının aynı olduğu ancak tungsten ağırlık oranlarının
%88 ile %97 arasında değiştiği W-Ni-Fe kompozitlerinin mekanik özellikleri üzerine yapılan bir çalışmada,
1480°C’de 30 dakika süre ile hidrojen ve argon altında sinterlenen numunelerde, 888-986 MPa arasında çekme
dayanım değerleri ve %12 ile %35 arasında süneklik değerleri elde edilmiştir [3]. Çalışmada en yüksek dayanım
değeri 93W-4,9Ni-2,1Fe alaşımında, en düşük süneklik ve dayanım değeri ise bağlayıcı faz miktarındaki azalmaya
bağlı olarak 97W-2.1Ni-0,9Fe alaşımında gözlenmiştir. Tungsten miktarının %93 ağırlık oranından fazla olduğu
numunelerin (%95W ve %97W) boyun vermeden kırıldığı, ve kırılmaların önemli ölçüde tane sınırları boyunca
olduğu, tungsten miktarının daha fazla olduğu numunelerde ise (%88W, %90W ve %93W) numunelerin boyun
vererek kırıldığı gözlenmiştir. Dayanımın en yüksek olduğu 93W-4,9Ni-2,1Fe numunelerinde yapılan kırık yüzey
incelemelerinde kırılmaların önemli ölçüde W tanelerinden olduğu gözlenmiştir [3].
Tungsten ağır alaşımların mekanik özellikleri toz özelliklerinden, alaşım bileşiminden, üretim süreçlerinden ve sinterleme
işlemi sonrasında oluşan mikroyapıdan etkilenmektedir. Özellikle sıvı fazlı sinterleme işlemi sırasında oluşan
gözenekler, sıvı fazlı sinterleme işlemi sonrasında bağlayıcı faz bileşimine ve soğutma koşullarına bağlı olarak
oluşan intermetalik fazlar, sıvı fazlı sinterleme işleminin yapıldığı hidrojen ortamı ve tozların içinde bulunan safsızlık
atomlarının yol açtığı gevrekleşmeler mekanik özellikleri olumsuz etkilemekte [4-10], ve istenilen mekanik özelliklerde
parça imalatı için bütün sürecin iyi bir şekilde kontrol edilmesi gerekmektedir.
W-Ni-Fe sisteminde üretilen ağır alaşımların önemli bir bölümünde sağladığı iyi mekanik özellikler nedeni ile bağlayıcı
faz bileşiminde Ni:Fe oranı 7:3 olarak kullanılmaktadır. Bunun nedeni bu faz bileşiminin kırılganlığa yol açabilecek
intermetalik bileşiklerin oluşumunu engellemesi ve buna bağlı olarak yüksek dayanım ve yüksek süneklik
değerlerinin sağlanabilmesidir. Ancak, bazı çalışmalarda sinterlenmiş durumda bulunan numunelerde bağlayıcı faz
bileşimindeki Ni:Fe oranının 2 ile 4 arasında olduğu durumlarda en iyi mekanik özelliklerin sağlanabileceği ifade
edilmiştir [12]. Çalışmamızın amacı, %97 ağırlık oranında W içeren W-Ni-Fe alaşımlarında, önemli bir değişken olan
bağlayıcı faz içindeki Ni:Fe oranının (2, 3, ve 4) mekanik özelliklere etkisinin incelenmesidir
2. DeneYSel Yöntem
Deneysel çalışmalarda kullanılan Fe, Ni ve W metal tozlarının özellikleri Çizelge 1’de verilmiştir. Tozların ortalama
tane büyüklükleri lazer tane büyüklüğü analiz cihazı (Model: Malvern Mastersizer 2000) ile ölçülmüştür. Tozların
parçacık şekli taramalı elektron mikroskop ile incelenmiş ve Şekil 1’de verilmiştir.
çizelge 1. çalışmada kullanılan metal tozların özellikleri.
toz Fe ni W
Üretici W. Rowland Ltd. AEE Eurotungstene
Saflık 99.5+ 99.9+ 99.9+
Toz Şekli Küresel Küresel Poligonal
D10(µm) 3.6 5.2 1.7
D50(µm) 7.8 9.1 4.2
D90(µm) 27.3 16.1 10.3
Elementel metal tozlarından yaklaşık olarak 3 kg olarak hazırlanan 97W-2Ni-1Fe, 97W-2,25Ni-0,75Fe ve 97W-
2,4Ni-0,6Fe toz karışımları Turbula karıştırıcıda (Model: T2F Glenn Mills) dakikada 67 devir ile 45 dakika süre ile
545

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
karıştırılmışlardır. Toz karışımlarının şekillendirilmesinde polimerik kalıplar kullanılmış ve numuneler soğuk izostatik
presleme cihazında (Model: Flow Autoclave Engineers CIP 42260) yaklaşık 15 saniye boyunca 300 MPa basınç
altında sıkıştırılarak şekillendirilmişlerdir. Şekillendirilen W-Ni-Fe alaşımların yaş numunelerinin yaklaşık %65 teorik
yoğunluğa ulaştıkları belirlenmiştir.
Sinterleme çalışmaları yüksek saflıkta hidrojen gazı altında (çiğlenme noktası = - 60°C), 1480°C’de atmosfer
kontrollü fırın (Linn HT-1800) kullanılarak gerçekleştirilmiştir. Sinterleme döngüsü şu şekilde uygulanmıştır : 9°C/
dakika ısıtma hızı ile 1000°C’ye ısıtma, saf H 2 altında 1000°C’de 30 dakika oksit indirgeme, 3°C/dakika ısıtma hızı
ile 1480°C’ye ısıtma, 1480°C’de 20 dakika süre ile H 2 altında ve 10 dakika süre ile argon altında sinterlemenin
ardından fırında soğutma.
Sinterlenen numunelerin mekanik özelliklerini belirleme çalışmalarında kullanılmak üzere çekme testi çubuğu ve
sertlik, yoğunluk ölçümü ve içyapı incelemeleri için ise küçük numune üretimi yapılmıştır. Çekme deneyinde kullanılan
numuneler uluslararası standarda uygun şekilde (ISO 6892) hazırlanmıştır. Çekme testi (Model: 3369 Instron)
0.5mm/dakika çekme hızında gerçekleştirilmiştir. Çekme testi sonuçları 3 adet numunenin ortalaması alınarak verilmiştir.
Şekil 1. Çalışmada kullanılan Fe, Ni ve W metal tozlarının taramalı elektron mikroskop görüntüleri.
Alaşım numunelerinin içyapısı geleneksel metalografi yöntemleri ile incelenmiştir. İçyapı incelemeleri için hazırlanan
numuneler literatürde önerilen Murakami çözeltisi (10 g K 3 Fe(CN) 6 , 10g NaOH, ve 100 ml saf H 2 O) ile dağlanmıştır.
Numunelerin içyapı incelemeleri nokta sayma yöntemi kullanılarak optik ve elektron mikroskop görüntüleri
üzerinden gerçekleştirilmiştir. Fazların hacimce miktarının belirleme çalışmaları ASTM E562 standardının
uygulanması ile gerçekleştirilmiştir. Tungsten bitişiklik değeri ise optik mikroskop ve elektron mikroskop görüntüleri
üzerine 10x10cm’lik ve 1cm aralıklı matrislerin çizilmesiyle her bir çizgiye düşen W-W bağlantısının sayılmasıyla
gerçekleştirilmiştir.
Bitişiklik değerinin hesaplanmasında kullanılan basit denklem şu şekildedir [12].
N WW = Çizgi başına düşen W-W bağlantı sayısı
N WM = Çizgi başına düşen W-bağlayıcı faz bağlantı sayısı
Sinterlenmiş numunelerin yoğunluk ölçümleri hassas terazi kullanılarak Arşimet prensibi ile gerçekleştirilmiştir. Yoğunluk
ölçümlerinde sıvı olarak ksilen (yoğunluk 0.86g/cm 3 ) kullanılmıştır. W-Ni-Fe alaşımlarındaki faz dönüşüm
sıcaklıkları ise DSC cihazı (Model: Setaram Setsys Evolution) kullanılarak belirlenmiştir. DSC cihazında argon
atmosferi altında yapılan ölçümlerde ısıtma ve soğutma hızı olarak 10ºC/dakika kullanılmıştır.
546

3. DeneYSel Sonuçlar ve tartıŞma
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Sinterlenmiş numunelerin taramalı elektron mikroskop görüntüleri Şekil 2’de verilmiştir. Mikroyapı, ortalama tane
büyüklüğü 20-25 mikron olan küresel W tanelerinden (açık faz) ve bağlayıcı fazından (siyah faz) oluşmaktadır.
Yoğunluk ölçümlerinde sinterlenmiş numunelerin yoğunluklarının %99 teorik yoğunluğun üzerinde olduğu gözlenmiştir.
Optik mikroskop ile parlatılmış yüzeylerde yapılan mikroyapı incelemelerinde sıvı fazlı sinterlemenin tamamı
ile yoğunlaşmış 2 fazlı bir mikroyapıya yol açtığı ve mikroyapıda çok az miktarda (

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
çizelge 2. 1480°C’de hidrojen ve argon altında 30 dakika süre ile sinterlenmiş ve
fırında soğutulmuş numunelerin mekanik özellikleri.
Numune
Bağlayıcı Faz
Ni:Fe Oranı
548
Çekme Dayanımı
(MPa)
Uzama
(% )
97W-2Ni-1Fe 2 921 ± 18 13 ± 1,2
97W-2,25Ni-0,75Fe 3 769 ± 27 3,3 ± 0,6
97W-2,4Ni-0,6Fe 4 750 ± 11 2,6 ± 0,7
Bağlayıcı faz içindeki Ni:Fe oranının artmasına bağlı olarak, 97W-2,25Ni-0,75Fe ve 97W-2,4Ni-0,6Fe numunelerinin
çekme dayanımında ve % uzama değerlerinde önemli azalmalar gözlenmiştir (Çizelge 2). Bu iki numunenin,
özellikle uzama değerlerindeki yüksek orandaki düşüşün, bağlayıcı faz içindeki Ni miktarının artmasına bağlı olarak
sinterleme işlemi sırasında ve/veya sonrasında oluşan intermetalik faz veya karbürlerden kaynaklandığı düşünülmüştür.
Edmonds ve Jones tarafından W-Ni-Fe ve W-Ni-Cu sistemlerindeki tungsten alaşımlarının gevrekliği üzerine yapılan
bir çalışmada sinterleme işleminden sonra yapılan fırında soğutma işleminin tungsten ile bağlayıcı faz ara
yüzeyinde intermetalik faz oluşumuna yol açtığı ve buna bağlı olarak alaşımların gevrek davranış gösterdiği ifade
edilmiştir [5]. Sıvı fazlı sinterlenmiş 90W-7Ni-3Fe ve 90W-5Ni-5Fe alaşımlarında yapılan analitik transmisyon elektron
mikroskop çalışmasında tungsten-bağlayıcı faz arayüzeyinde oluşan fazın W(Ni,Fe) intermetalik bileşiği olduğu
ifade edilmiştir [5]. Muddle tarafından 90W-4,5Ni-4,5Fe alaşımında, Posthill ve Edmonds tarafından 90W-5Ni-5Fe
alaşımında yapılan transmisyon elektron mikroskop ve Auger spektroskopisi çalışmalarında [7,8], arayüzeyde oluşan
3. fazın W(Ni,Fe) intermetalik bileşiği yerine sinterleme ortamındaki C’a bağlı olarak oluşan (Ni,Fe) 6 W 6 C veya
(Ni,Fe) 3 W 3 C üçlü karbürü olabileceği ifade edilmiştir.
Bağlayıcı faz içindeki Ni:Fe oranının yüksek olduğu numunelerde yapılan X-ışını kırınım çalışmalarında ana faz
tungsten ve bağlayıcı faz Ni-Fe-W katı çözeltisinin dışında üçüncü bir faz gözlenmemiştir. Bunun olası nedeni mekanik
özelliklerde azalmaya neden olan intermetalik faz ve/veya karbür fazının miktarının düşük olmasıdır. Taramalı
elektron mikroskop ile dağlanmış numune yüzeylerinden yapılan mikroyapı incelemelerinde üçüncü bir faz tespit
edilememiştir. Ancak Ni:Fe oranındaki artışa bağlı olarak özellikle uzama değerlerinde meydana gelen önemli ölçüdeki
azalmanın bu alaşımlardaki üçüncü bir faz oluşumu ile ilgili olabileceğini göstermektedir.
Sinterlenmiş numunelerde yapılan DSC çalışmalarında faz dönüşüm sıcaklıkları belirlenmiştir. Numunelerin ısıtma
eğrilerinden yapılan incelemelerde 97W-2Ni-1Fe numunesinde bağlayıcı faz olarak bulunun Ni-Fe-W katı çözeltisinin
katıgen sıcaklığının 1443°C ve sıvıgen sıcaklığının da 1467°C olduğu belirlenmiştir. Bağlayıcı faz içindeki Ni
miktarının artışına bağlı olarak 97W-2.25Ni-0,75Fe ve 97W-2.4Ni-0,6Fe numunelerinin katıgen sıcaklıkları 1441°C
ve 1409°C, sıvıgen sıcaklıkları ise 1471°C ve 1483°C olarak ölçülmüştür. Bağlayıcı faz bileşiminin değişimine bağlı
olarak katıgen ve sıvıgen sıcaklıklarındaki değişimin, bağlayıcı faz içindeki W çözünürlülüğünün farklı olması ve de
özellikle Ni:Fe oranının 3 ve 4 olduğu numunelerdeki olası 3. faz ile ilgili olduğu düşünülmüştür.
Bağlayıcı faz bileşimindeki Ni:Fe oranının 3 ve 4 olduğu numunelerin DSC ısıtma eğrilerinde, katıgen scıaklığının
üzerinde 2. bir faz dönüşümüne karşılık gelen değişimler gözlenmiştir. İkinci faz dönüşümüne karşılık gelen sıcaklıklar
97W-2.25Ni-0,75Fe numunesi için yaklaşık olarak 1465°C, 97W-2.4Ni-0,6Fe numunesi için ise yaklaşık
olarak 1472°C olarak belirlenmiştir. 97W-2.25Ni-0,75Fe ve 97W-2.4Ni-0,6Fe alaşımlarının DSC ısıtma eğrilerinde
gözlenen 2. faz dönüşümünün, bu alaşımlar içinde W fazı ve Ni-Fe-W katı çözeltisinden ayrı olarak bulunan 3. bir
faz ile ilgili olduğu düşünülmüştür. W-Ni-Fe sistemindeki ağır alaşımlar üzerinde yapılan çalışmalar [7,8], 3. fazın
sinterleme işleminden sonra soğutma sırasında oluşan (Ni,Fe) 6 W 6 C veya (Ni,Fe) 3 W 3 C fazı olabileceğini göstermektedir.
Bağlayıcı faz içindeki Ni:Fe oranının yüksek olduğu durumda, oluşması olası olan diğer bir fazda Ni-W ikili
sisteminde bulunan Ni 4 W intermetalik fazıdır. Bu numunelerdeki mikroyapı çalışmaları devam etmektedir. Yapılacak
olan detaylı tramsmiyon elektron mikroskop çalışmaları ile 3. faz bileşimi ve kristal yapısı belirlenecektir.
4.Sonuçlar
Bu çalışmada 1480°C’de hidrojen ve argon altında yarım saat süre ile sıvı fazlı sinterlenen ve yüksek yoğunluğa
ulaşılan 97W-2Ni-1Fe, 97W-2,25Ni-0,75Fe, 97W-2,4Ni-0,6Fe alaşımlarında, bağlayıcı faz içindeki Ni:Fe oranının
(2, 3, ve 4) mekanik özelliklere etkisi incelenmiştir. Çalışılan tungsten ağır alaşımlarında, bağlayıcı faz içindeki

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Ni:Fe oranının artmasına bağlı olarak çekme dayanımının ve süneklik değerlerinin azaldığı ve bunun tungsten ve
bağlayıcı fazın dışındaki üçüncü bir faz ile bağlantılı olduğu belirlenmiştir.
teŞekkÜr
Taramalı elektron mikroskop çalışmasındaki katkılarından ötürü Orta Doğu Teknik Üniversitesi, Metalurji ve Malzeme
Mühendisliği Bölümü’nden Cengiz Tan ve Serkan Yılmaz’a teşekkür ederiz.
5.kaYnaklar
[1] German R.M., Bourguignon L.L., Rabin B.H., ‘Microstructure Limitations of High Tungsten Content Heavy Alloys’,
Journal of metals, Vol. 37, No : 8, pp. 36-39, 1985.
[2] Krock R.H., Sheppard L.A., ‘Mechanical Behavior of the Two-Phase Composite, Tungsten-Nickel-Iron’, transactions
aıme, Vol. 227, No:11, 1127-1134, 1963.
[3] Rabin B.H., German R.M., ‘Microstructure Effects on Tensile Properties of Tungsten-Nickel-Iron Composites’,
metall. trans. a, Vol.19A, No:6, 1988
[4] Churn K.S., Yoon D.N., ‘Pore formation and its effect on mechanical properties in W-Ni-Fe heavy alloy’, Powder
metallurgy, Vol. 2, No:4, pp. 175-179, 1979.
[5] Edmonds D.V., Jones P.N., ‘Interfacial Embrittlement in Liquid-Phase Sintered Tungsten Heavy Alloys’, metall.
trans. a, Vol. 10A, No:3, pp. 289-295, 1979.
[6] German R.M., Churn K.S., ‘Sintering Atmosphere Effects on the Ductility of W-Ni-Fe Heavy Metals’, metall.
trans. a, Vol. 15A, No:4, pp. 747-754, 1984. .
[7] Muddle B.C., ‘Interphase Boundary Precipitation in Liquid Phase Sintered W-Ni-Fe and W-Ni-Cu Alloys’, metall.
trans. a, Vol. 15A, No:6, pp. 1089-1098, 1984.
[8] Posthill J.B., Edmonds D.V., ‘Matrix and Interfacial Precipitation in the W-Ni-Fe System’, metall. trans. a, Vol.
17A, No:11, pp. 1921-1934, 1986.
[9] Yoon H.K., Lee S.H., Kang S.J.L.,Yoon D.N., ‘Effect of vacuum-treatment on mechanical properties of W-Ni-Fe
alloy’, J. mater. Sci., Vol. 18, pp. 1374-1380, 1983.
[10] Edmonds D.V., ‘Structure/Property Relationships in Sintered Heavy Alloys’, refractory metals and Hard materials,
Vol. 10, pp. 15-26, 1991.
[11] Caldwell S.G., ‘Heat Treatment of Tungsten Heavy Alloys’, ınternational Journal of Powder metallurgy, Vol.
39, No:7, pp. 43-51, 2003.
[12] German R.M., Sintering theory and Practice, John Wiley, Kanada, 1996.
549

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bakır Ve GraFit katkılı ön alaŞımlanmıŞ aStaloY mo toz
karıŞımınDa Sinterleme ile SertleŞtirme
ahmet murat öGe*, Nuri DURLU*, Aytaç ATAŞ**, Hüsnü ÖZDURAL**
*TOBB Ekonomi ve Teknoloji Üniversitesi, Makine Mühendisliği Bölümü, Söğütözü Caddesi No:43, Ankara,
**Tozmetal Ticaret ve Sanayi A.Ş. İstanbul Caddesi No:75 Gürpınar, Büyükçekmece, İstanbul
özet
Sinterleme ile sertleştirme işlemi, ikincil bir ısıl işleme gerek kalmaksızın toz metal parçaların üretiminde kullanılan
tek aşamalı ve düşük maliyetli bir imalat işlemidir. Bu çalışmada, %2Cu ve %0.7C içeren ön alaşımlanmış Astaloy
Mo (Fe-1,5Mo) toz karışımında sinterleme ile sertleştirme işlemi incelenmiştir. Deneylerde presleme basıncı olarak
600 MPa kullanılmış, sinterleme işlemleri ve sinterleme ile sertleştirme işlemleri sanayi ölçekli fırında 1120°C’de
metan gazı ortamında yapılmıştır. Sinterleme ile sertleştirme işleminin mekanik özelliklere etkisinin belirlenmesi için
sinterlenmiş numunelerin bir bölümüne ikincil bir ısıl işlem uygulanmıştır. Sinterlenmiş, sinterleme ile sertleştirilmiş,
sinterlenmiş ve ikincil ısıl işlem uygulanmış numunelerin makrosertlik değerleri, çapraz kırılma dayanım değerleri
belirlenmiş ve mikroyapıları incelenmiştir. Çalışma uygun soğutma koşulları sağlanabildiğinde, tek aşamalı sinterleme
ile sertleştirme işleminin ikincil bir ısıl işleme gerek kalmaksızın istenilen mekanik özellikleri sağlayabileceğini
göstermiştir.
anahtar kelimeler: Toz metalurjisi, ısıl işlem, sinterleme ile sertleştirme, ön alaşımlı tozlar, alaşımlama, sertleşebilirlik.
Sınter HarDenınG ın PrealloYeD aStaloY mo aDmıXeD WıtH
COPPER AND GRAPHITE
aBStraCt
Sinter hardening is a low cost one step process which eliminates secondary heat treatment in the manufacturing
of powder metallurgy components. In this study sinter hardening behavior of prealloyed Astaloy Mo (Fe-1,5Mo)
powder with %2Cu and %0,7C additions was examined. Samples were pressed at 600 MPa, sintered at 1120°C
under methane atmosphere in an industrial furnace. After sintering the samples were sinter hardened at two different
cooling rates. In order to understand the sinter hardening behavior, a secondary heat treatment was done with
the sintered samples. The macrohardness and transverse rupture strength of the sintered, sinter hardened, and
sintered and heat treated samples were measured. Microstructure of the samples were examined with optical and
scanning electron microscopy. The study show that, under favorable cooling conditions, sinter hardening can give
comparable properties in comparison to sintered and heat treated samples.
key Words : Powder metallurgy, heat treatment, sinter hardening, prealloyed powders, alloying, hardenability
1.GiriŞ
Demir esaslı toz metal alaşımların mekanik özellikleri temel olarak sinterleme sonrası yoğunluk ve buna bağlı
olarak parça gözenekliliğine bağlıdır.[1]. Demir esaslı toz metal alaşımları genellikle sinterleme işlemi sonrasında,
martensitli bir yapı elde edilebilmesi, ve daha yüksek sertlik ve dayanım değerleri için, ikincil ısıl işlemlere tabi
tutulmaktadır. Üretilen parçalarda mekanik özelliklerin arttırılması için gerçekleştirilen ikincil ısıl işlemler üretim sıra-
550

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
sında maliyet artışına neden olmaktadır [2]. Bu nedenle, sinterleme ile sertleştirme işlemi ikincil ısıl işlemi ortadan
kaldırabilmek için, gün geçtikçe önemini arttıran bir işlem haline gelmiştir [3].
Sinterleme ile sertleştirme işlemi temel olarak sinterlenme tamamlandıktan sonra, üretilen parçaların sinterleme sıcaklığından
hızlı soğutmaya tabi tutularak sertlik artışının sağlanmasıdır. Bu nedenle sinterlemenin gerçekleştirildiği
fırında, soğutma hızı ayarlanabilir bir soğutma ünitesi olması gerekir. [4] Soğutma işlemi fırında, sinterleme çevrimi
tamamlandıktan sonra, soğutma ünitesinde yüksek hızlı hava akımı oluşturularak gerçekleşmektedir. Bu sayede
sinterleme işlemi sonrası yapılacak olan ikincil sertleştirme işlemlerine gereksinim duyulmaksızın martensitli bir
yapı elde edilebilir. Bunun yanında geleneksel su verme işlemleri olduğu gibi, malzeme yağ veya su ile temasa
sokulmadan hızlı soğutma işlemi gerçekleştirilmektedir [3]. Sonuç olarak, su verme işlemi sırasında oluşabilecek
korosif etkiler de engellenmiş olacaktır. Sinterleme ile sertleştirme işlemi sırasında, çok yüksek olmayan soğutma
hızları sayesinde, geleneksel ikincil su verme işlemlerine oranla daha iyi boyut kontrolü sağlanabilmektedir [3].
Sinterleme ile sertleştirme işleminin başarı ile gerçekleştirilebilmesi için, sinterleme işleminden sonra yapılan soğutma
işleminin iş parçasında beynitli ya da martensitli mikroyapı oluşumuna yol açması gerekir [5]. Hava akımı
ile soğutma işlemi yeterli soğutma hızlarına ulaşamıyor ise, malzeme sistemine eklenecek alaşım elementleri ile
malzemenin sertleşebilirlikleri arttırılarak, parçanın mekanik özelliklerinde azalmaya neden olmaksızın, martensitli
veya beynitli mikroyapı oluşumu sağlanabilmektedir. Molibden, nikel, krom ve bakır gibi alaşım elementleri demir
esaslı parçaların sertleşebilirliğini artırarak sinterleme ile sertleştirme işleminin istenilen mekanik özelliklere ulaşmasını
sağlar [6-8]. Sertleşebilirliğin artmasında rol oynayan bir diğer faktör ise östenit tane boyutudur. İri östenit
taneleri, mikroyapıda bulunacak tane sınırı miktarını azaltacağı için, tane sınırlarından başlayan pörlit dönüşümü
azalacaktır ve sonuç olarak malzemenin sertleşebilirliği artacaktır [9]. Bu nedenle sinterleme süresi ve sinterleme
sıcaklığı sinterleme ile sertleştirme işleminde önemli değişkenlerdir [2].
Bunların yanı sıra, sinterleme işlemi gerçekleştirilecek parçanın büyüklüğü, sinterleme ile sertleştirme işleminin sonucunu
etkiler. Daha büyük parçalarda, gerçekleştirilecek olan ısı transferi daha yüksek olacağı için, soğutma hızı
ya da malzemenin sertleşebilirliği daha yüksek olmalıdır [4]. Parça boyutunun yanında, sinterleme ile sertleştirme
işleminde, toz metal parçalarla çalışıldığı için, yoğunluk önemli bir değişkendir. Özellikle parça gözenekliliği, parça
boyunca oluşacak ısı transferini etkilemektedir, bu nedenle Engström ve diğerlerinin yaptığı bir çalışmada, gözenekliliğin
sinterleme ile sertleştirme işlemine etkisi çalışılmıştır [9].
Molibdenum, nikel, krom içeren ön alaşımlanmış Astaloy tozu sinterleme ile sertleştirme işleminde yaygın olarak
kullanılmaktadır. Warga ve Lindberg tarafından Cu, Ni ve değişik oranlarda C eklenmiş ön alaşımlanmış Astaloy Mo
tozunda yapılan bir çalışmada 1120°C’de 30 dakika süre ile yapılan sinterleme işleminden sonra 1-8°C/s arasındaki
hızlı soğutma hızlarında sinterleme ile sertleştirilmiş numunelerin mekanik özellikleri belirlenmiştir [10]. Çalışmalar
sonucunda Astaloy Mo tozuna eklenen %2 Cu veya %2Ni ve %0,4-%0,6C’nun sertleşebilirliği ve mekanik özellikleri
önemli ölçüde artırdığı gözlenmiştir.
Maroli ve diğerleri tarafından yapılan bir diğer çalışmada Mo, Ni, Cr ve Mn içeren ön alaşımlanmış Astaloy tozlarında
soğutma hızının mekanik özelliklere ve mikroyapıya etkisi incelenmiştir [11]. Bileşimi Fe-2Ni-1,5Mo-0,5C
olan alaşımdan hazırlanan numuneler 1120 °C’de 30 dakika süre ile sinterlendikten sonra 0,1-8 °C/saniye soğutma
hızlarında sinterleme ile sertleştirilmiş, ve mikroyapıda beynit ve martensit gözlenmiştir Soğutma hızının 8 °C/
saniye’den hızlı olduğu durumlarda mikroyapıda büyük oranda martensit olduğu ve az miktarda da kalıntı östenit
oluştuğu belirlenmiştir. Ön alaşımlanmış Astaloy Mo (Fe-1,5Mo) tozuna %2Cu ve %0,65C (veya %0,8C) eklenmesi
ile oluşturulan iki alaşım sisteminde aynı şartlarda yapılan sinterleme işleminden sonra soğutma hızındaki değişime
bağlı olarak yavaş soğutma hızlarında (1-1,5 °C/saniye) beynit ve martensit, hızlı soğutma hızlarında ise (5-6 °C/
saniye) martensit oluşumu gözlenmiştir [11]. . Bu çalışmanın amacı %2Cu ve %0,7C eklenen ön alaşımlanmış
Astaloy Mo (Fe-%1,5Mo) toz karışımında sinterleme ile sertleştirme işleminin incelenmesi, sinterleme işleminden
sonra ikincil ısıl işlemin sinterleme ile sertleştirme işlemiyle karşılaştırılmasıdır.
2.DeneYSel Yöntem
Bu çalışmada, Höganas firmasının su atomizasyon yöntemiyle ürettiği ön alaşımlanmış Astaloy Mo tozu kullanılmıştır.
Tozun tane boyutu 50-150 mikron arasında değişmektedir. Çalışmalarda kullanılan tozun bileşimi ve özellikleri
Çizelge 1’ de verilmiştir. Ön alaşımlanmış Astaloy Mo tozunun içine %2Cu ve %0,7C eklenmiştir. Toz metalurjisi ile
üretilen parçalarda Mo sertleşebilirliği ve sıkıştırılabilirliği artırmak için, Cu sinterlenen parçadaki boyutsal değişimi
551

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
en aza indirmek için, C (Grafit UF4) ise hem sertliği arttırmak hem de yağlayıcı etkisi yaratmak için kullanılan bir
alaşım elementidir. Tozlarda yağlayıcı olarak çinko stearat kullanılmıştır.
çizelge 1. Çalışmada kullanılan toz bileşimi ve toz özellikleri.
Miktar Grafit Cu Mo Fe Görünür yoğunluk Akışkanlık
% ağırlık 0,7 2 1,5 Kalan 3,32 g/cm3 33 s/50 g
Numunelerin preslenmesi 600 MPa basınç altında 60 tonluk Instron marka çekme-basma cihazında tek yönlü
basma yapılarak gerçekleştirilmiştir. Presleme işleminden sonra numunelerde 7,04 g/cm 3 ’lük ham yoğunluk elde
edilmiştir. Bu işlemde iki farklı geometride numune preslenmiştir. Bu numuneler; üç nokta eğme deneylerinde kullanılmak
üzere preslenen çubuk numuneler ve makro sertlik, mikro sertlik ve mikroyapı çalışmaları için kontrol
numunesi olarak preslenen pelet numunelerdir. 16 mm çaplı pelet numunelerde 8,5 g toz kullanılırken çubuk numunelerde
17 g toz kullanılmıştır. Çubuk numuneler TS 4222 EN ISO 3325 standartlarına uygun, çapraz kırılma
testlerinde kullanılmak üzere hazırlanmıştır.
Sinterleme işlemi ve sinterleme ile sertleştirme işlemleri, Tozmetal firmasındaki endüstriyel ölçekli fırında gerçekleştirilmiştir.
Sinterleme işlemleri süresince koruyucu atmosfer olarak metan kullanılmıştır. Fırında yapılan işlemler
sırası ile; 700°C’de yağlayıcı ve bağlayıcı giderme işlemi, 1120°C’ye kadar kademeli olarak ısıtma ve 20 dakika süre
ile sinterleme. Normal soğutma koşulları 5 Hz olarak ayarlanmıştır. Sinterleme ile sertleştirme işlemi iki ayrı soğutma
hızıyla gerçekleştirilmiştir. Bu soğutma hızları kullanılan fırının kapasitesine göre düşük hızlı soğutma (15 Hz) ve
yüksek hızlı soğutma (30 Hz) olarak gerçekleştirilmiştir. Fırının bant hızı 200 mm/dk olup ve bir sinterleme çevrimi
80 dakikada tamamlanmaktadır. Sinterleme işleminden sonra numunelere ikincil bir ısıl işlem uygulanmıştır. İkincil
ısıl işlem, 0,5 NH 3 ortamında, 150 dakika boyunca 890°C sıcaklıkta 0,4 C ortamında karbonitrürleme işlemini, ortam
sıcaklığının 850°C’ye indirilmesinden sonra 1 dakika süre ile 1,0 C ve 0,5 NH 3 ortamında bekletmeden sonra, aynı
sıcaklıkta 30 dakika süreyle 0,75 C ve 0,5 NH 3 ortamında bekletme ve 70°C’ye yağ banyosu içinde hızlı su verme,
ve 85°C’de yıkama işlemlerini içermektedir.
Mikroyapı çalışmaları, makro ve mikro sertlik ölçümleri pelet numunelerin kesitinden yapılmıştır. Yapılan metalografik
yüzey hazırlama çalışmaları sonrasında numunelerin gözenek yapısı incelenmiş, daha sonra %3 nital çözeltisi
kullanılarak dağlanmış yüzeylerde mikroyapı incelemesi yapılmıştır. Makro sertlik ölçümleri HRC ölçeğinde a
Wilson-Wolpert marka sertlik cihazında, mikro sertlik ölçümleri HV0,1 ölçeğinde Buehler marka sertlik cihazında
gerçekleştirilmiştir. Sertlik ölçümleri radyal ve dikey eksende alınmıştır. Her bir numuneden 10 adet sertlik ölçümü
alınmıştır. Mikro sertlik deneylerinde ölçümler radyal eksende 2 mm ve dikey eksende ise 1,25 mm aralıklarla
gerçekleştirilmiştir. Çapraz kırılma deneyleri standartlara uygun olarak (TS4222 EN ISO 3325) hazırlanmış çubuk
numunelerle gerçekleştirilmiştir. Deneyler 5 tonluk Instron marka cihazında standartlara uygun şekilde hazırlanmış
üç nokta basma deney düzeneği ile 1mm/dakika basma hızında gerçekleştirilmiştir.
3.DeneYSel Sonuçlar ve tartıŞma
3.1.mekanik özellikler
Sinterlenmiş, sinterleme ile sertleştirilmiş, ve ikincil ısıl işlem uygulanmış numunelerin ölçülen mekanik özellikleri
Çizelge 2’ de verilmiştir.
çizelge 2. Sinterlenmiş, sinterleme ile sertleştirilmiş, sinterlendikten sonra ikinci ısıl işlem uygulanmış numunelerin
makrosertlik ve çapraz kırılma dayanım değerleri.
Numune
(Fe-%2Cu-%1,5Mo-%0,7C)
Makrosertlik
(HRC)
552
Çapraz Kırılma Dayanımı
(MPa)
Sinterleme (1120°C, 20dak.) 39±1 889±26
Sinterleme (1120°C, 20dak.) ve
orta hızda soğutma
Sinterleme (1120°C, 20dak.) ve
yüksek hızda soğutma
Sinterleme (1120°C, 20dak.) ve
ikincil ısıl işlem
44±1 702±60
45±1 733±31
48±2 918±68

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Sinterlenmiş ve yavaş soğutulmuş numunelerin sertlik değeri 39 HRC olarak ölçülmüştür. Sinterleme işleminden
sonra iki farklı soğutma hızında yapılan sinterleme ile sertleştirme işlemi sertlik değerlerinde yaklaşık olarak %12-
%15 civarında bir artış sağlamış, ve sertlik değerleri 44 HRC ve 45 HRC olarak ölçülmüştür.
Maroli ve diğerlerinin yaptığı bir çalışmada %2Cu ve %0,6C (veya % 0,8C) eklenen ön alaşımlanmış Astaloy Mo
tozunda, azot ve hidrojen gaz karışımı ortamında 1120°C’de laboratuar ölçekli fırında yapılan sinterleme işleminden
sonra sinterleme ile sertleştirme işleminde soğutma hızının 1-1,5 °C/s olduğu durumda sertlik değeri %0,6C için 315
HV10, %0,8C için ise 340 HV10 olduğu gözlenmiştir [11]. Sinterleme ile sertleştirme işlemindeki soğutma hızının
artırılması ile (2-3°C/s ve 5-6°C/s) sertlik değerlerinin %0.6C içeren numuneler için 360 HV10 ve 430 HV10, %0,8
C içeren numuneler için ise 375 HV10 ve 455 HV10 değerlerine ulaştığı gözlenmiştir [11]. Çalışmamızda sinterleme
sonrasında yavaş soğutma koşullarında elde edilen sertlik değeri (39HRC) ve orta ve yüksek hızda yapılan
sinterleme ile sertleştirme işlemi sonrasında elde edilen sertlik değerleri (44 HRC ve 45 HRC) Maroli ve diğerleri
i[11] tarafından yapılan çalışmada orta ve yüksek soğutma hızlarında elde edilen sertlik değerlerine benzerlik göstermektedir.
Sinterleme işleminden sonra yapılan ikincil ısıl işlem sonrasında numunelerin sertlik değerlerinde %25’e yakın bir
artış gözlenmiş ve sertlik değeri 48 HRC olarak ölçülmüştür. Sertlik değerindeki artışın nedeni 800 °C üzerinde yapılan
karbonitrürleme işlemine bağlı olarak azot ve karbonun numune yüzeyine yayınarak yüzey bileşimini değişmesi
ve daha sonra yapılan yağda suverme işlemi ile martensit fazının oluşturulmasıdır. Sinterlendikten sonra ikincil ısıl
işlem yapılmış numunelerde kesit boyunca mikrosertlik ölçümleri yapılmış ve sonuçlar Şekil 1’de verilmiştir. Kenar
bölgelerde karbonitrürleme işlemine ve soğutma hızının yüksek olması ile martensit fazının oluşumuna bağlı olarak
yüksek sertlik değerleri (∼835 HV0,1) elde edilirken, orta bölgede soğutma hızının düşük olmasına bağlı olarak
düşük sertlik değerleri (∼580 HV0,1) elde edilmiştir.
Sinterlenmiş, sinterleme ile sertleştirilmiş, ve sinterleme sonrası ikincil ısıl işlem uygulanmış numunelerin çapraz
kırılma dayanım değerlerinin 702 ile 918 MPa ararsında değiştiği belirlenmiştir. Sinterleme işlemi sonrasında yavaş
soğutulmuş numunenin çapraz kırılma dayanım değeri 889 MPa olarak ölçülmüş, sinterleme sonrası orta ve yüksek
hızda yapılan sinterleme ile sertleştirme işlemi sonrasında çapraz kırılma dayanım değerleri 702 MPa ve 733 MPa
olarak belirlenmiştir. En yüksek çapraz kırılma dayanım değeri (918 MPa) sinterlendikten sonra ikincil ısıl işlem görmüş
numunede gözlenmiştir. Sinterleme ile sertleştirme işlemi sinterleme işlemine kıyasla sertlik değerlerinde artış
sağlarken çapraz kırılma dayanım değerlerinde azalmaya yol açmıştır. Bunun nedeni, sinterleme ile sertleştirme
işlemi sonrasında, soğutma hızındaki artışa bağlı olarak numunelerin sertlik değerlerinin 44 HRC ve 45 HRC’ye
yükselmesi ve buna bağlı olarak numune içinde bulunan gözeneklerin çatlak etkisi göstererek gevrek kırılmaya yol
açmasıdır [12].
Şekil 1. Sinterleme sonrası ısıl işlem görmüş numunenin kesiti boyunca sertlik değişimi.
3.2. mikroyapı incelemeleri
Şekil 2’de sinterlenmiş numunenin parlatılmış yüzeyden ve dağlanmış yüzeyden elde edilen optik mikroskop görüntüleri
verilmiştir. Sinterlenmiş mikroyapı küçük ve büyük gözeneklerden oluşmaktadır (Şekil 2.a). Sinterleme
553

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
sonrası yapılan yoğunluk ölçümlerinde numune yoğunluğu yaklaşık olarak 7.1 g/cm 3 olarak bulunmuştur. Dağlama
işlemi sonrasında mikroyapıda beynit (koyu faz) ve martensit’ten (ince iğnemsi faz) oluşan iki fazlı bir mikroyapı
gözlenmiştir. Sinterlenmiş ve yavaş soğutulmuş numunede yapılan detaylı mikrosertlik incelemeleri ile beynit fazının
mikrosertlik değeri 422 HV0,1, martensit fazının mikrosertlik değeri ise 729 HV0,1 olarak belirlenmiştir
Şekil 2. 1120°C’ de metan gazı ortamında 20 dakika sinterlenen ve yavaş soğutulan numunenin mikroyapıları. (a)
Parlatılmış yüzey, 100X, (b) Dağlanmış yüzey, 1000X
Sinterleme işleminden sonra orta hızda ve yüksek hızda yapılan sinterleme ile sertleştirme işleminden sonra optik
mikroskopta elde edilen dağlanmış mikroyapı görüntüleri Şekil 3’te verilmiştir. Orta ve yüksek hızda yapılan sinterleme
ile sertleştirme işlemi, soğutma hızının artmasına bağlı olarak numunelerdeki martensit miktarını artırmış ve
beynit miktarını azaltmıştır. Sinterleme ile sertleştirme işlemi sonrasında yapılan makrosertlik ölçümleri sinterlenmiş
numuneye kıyasla sertlik artışının %15 civarında olduğunu göstermiştir (Çizelge 2). Numuneler üzerinde yapılan
detaylı mikroyapı incelemeleri, sinterleme ile sertleştirme işlemi sırasında, martensit ve beynitin yanısıra çok az
miktarda kalıntı östenit oluşumu olduğunu da göstermiştir (Şekil 2.b, açık beyaz yuvarlak faz).
Şekil 3. 1120°C’ de metan gazı ortamında 20 dakika sinterlenen ve orta ve yüksek hızda sinterleme ile sertleştirilen
numunelerin dağlanmış mikroyapıları. (a) Orta hız, 100OX, (b) Yüksek hız, 1000X.
Sinterleme işleminden sonra yapılan ikincil ısıl işlem numunenin sertlik değerinde yaklaşık olarak %25 civarında bir
artışa yol açmıştır (Tablo 1). Bunun nedeni karbonitrürleme işlemi sırasında numunenin yüzeyinde azot ve karbon
yayınımına bağlı olarak yüzey bileşiminin değişimi ve karbonitrürleme işleminden sonra yapılan hızlı soğutma işlemine
bağlı olarak martensit fazının oluşumudur. Karbonitrürleme işlemi sonrasında numunenin yüzey bölgesinde
oluşan martensit mikroyapısı optik mikroskop görüntüsü Şekil 4.a’da, taramalı elektron mikroskop görüntüsü Şekil
4.b’de verilmiştir.
Şekil 3. 1120°C’ de metan gazı ortamında 20 dakika sinterlenen ve ikincil ısıl işlem uygulanan numunelerin mikroyapı
görüntüleri (a) Kenar bölge, optik mikroskop 100OX, (b) Kenar bölge, taramalı elektron mikroskop, 3000X.
554

4. Sonuçlar
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
• Fe-%2Cu-%1,5Mo-%0,7C toz alaşımında 1120°C’de 20 dakika süre ile yapılan sinterleme işlemi 39 HRC sertlik
değerine, sinterleme sonrasında iki farklı soğutma hızında yapılan sinterleme ile sertleştirme işlemi 45 HRC sertlik
değerine, sinterleme işleminden sonra yapılan ikinci ısıl işlem ise yaklaşık olarak 48 HRC sertlik değerine yol açmıştır.
• Sinterlenmiş ve sinterleme ile sertleştirilmiş numunelerde yapılan mikroyapı incelemelerinde, mikroyapıların
martensit ve beynitten oluştuğu ve numunelerde çok az miktarda kalıntı östenit bulunduğu belirlenmiştir.
teŞekkÜr
Bu çalışma TOBB Ekonomi ve Teknoloji Üniversitesi ve Tozmetal A.Ş firmasının katkıları ile gerçekleştirilmiştir. Taramalı
elektron mikroskop çalışmasındaki katkılarından ötürü Cengiz Tan ve Serkan Yılmaz’a teşekkür ederiz.
5.kaYnaklar
[1] Bocchini G.F., Rivolta B., Silva G., Poggio E., Pinasco M.R., Ienco M.G., Microstructural and Mechanical Characterisation
of some Sinter Hardening Alloys and Comparisons with Heat Treated PM Steels, Powder metallurgy,
Vol. 47 No. 4, 343-351, 2004
[2] James W. B., What is Sinter Hardening, ınternational Conference on Powder metallurgy & Particulate materials,
May 31-June 4, 1998, Las Vegas, Nevada, USA.
[3] Hatami S., Malakizadi A., Nyborg L., Wallin D., Critical aspect of sinter-hardening of prealloyed Cr-Mo steel,
Journal of materials Processing technology 2010 1180-1189.
[4] Maroli B., Berg S., Larsson M., Hauer I., Performance of Sinter-Hardened P/M Steels, EUROMAT ITALY, 2001
[5] Blais C., Serafini R.E.Jr., L’Espérance G., Effect of Hydrogen Concentration in Cooling Zone on Sinter Hardening,
ınternational Journal of Powder metallurgy Volume 41, Issue 4, 33-41, 2005
[6] Rutz H. G., Graham A. H., Davala A. B., Sinter-Hardening P/M Steels, international Conference on Powder
metallurgy & Particulate materials, June 29-July 2, 1997, Chicago, IL USA.
[7] Causron R.J., Fulmer J.J., Sinter Hardening Low-Alloy Steels, Powder metallurgy World Congress San
Francisco, CA, June 21-26, 1992.
[8] Engström U., Frykholm R., Milligan D., Warzel R., Cost Effective Materials for Sinter Hardening Applications,
Pm2008 Washington, uSa, June 11, 2008.
[9] Krauss G., Steels: Processing, Structure, and Performance, ASM International, 316-317, 2005
[10] Warga D., Lindberg C., ‘Efficient Sintering and Hardening in the Conveyor Belt Sintering Furnace’, 1993,
Powder metallurgy World Congress, Kyoto, Japan, pp.983.
[11] Maroli B., Berg S., Larsson M., Hauer I., ‘Performance of Sinter-Hardened P/M Steels, euromat, Italy, 2001.
[12] Straffelini G., Fontanari V., Hafez A., Benedetti M., Tensile and Fatigue Behavior of Sinter Hardened Fe-15Mo-
0.6C Steels, Powder metallurgy, Volume 41, Issue 4, 298-303, 2009.
555

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
556

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
557

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
CHaraCterızatıon
OF POWDER AND
PartS
www.turkishpm.org
558

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
aBraSıVe Wear BeHaVıour oF PmD 23 and m2 COLD
Work tool SteelS
Ferhat GÜL 1 , Melik ÇETİN 2
1 Gazi University, Technology Faculty, Metallurgical and Materials Engineering, Teknikokullar, Ankara, Turkey
2 Karabuk University, Technical Education Faculty, Division of Metal Casting,
Karabuk, Turkey 1 fgul@gazi.edu.tr, 2 mcetin@karabuk.edu.tr
aBStraCt
In this study, abrasive wear behaviour of PMD 23 and M2 cold work tool steel produced through two different methods
(powder metallurgy and conventional ) was investigated. The wear tests were carried out at sliding velocities
of 0.1 m s -1 and under 10 N, 20 N, and 30 N variable loads. The sliding distance was 10 m for all the tests and by
rubbing the specimens to abrasive Al 2 O 3 grains with 38, 65 and 150 mµ. Abrasive wear tests revealed that, abrasive
wear loss increased with increasing abrasive particle size. The wear loses of PMD 23 steel was found to be lower
than that of the M2 cold work tool steel under the same test conditions.
keywords: Wear, tool steel, abrasive grain size.
1. INTRODUCTION
The utilize of powder metallurgy (PM) processes to manufacture near-net-shape steel components has increased
quickly in current years, mainly because PM processes are capable of producing material compositions that are impractical
to obtain by conventional casting processes[1,2]. Materials produced by PM processes acquire outstanding
structural homogeneity and fine microstructure. Also these days, many high alloyed cold-working tool steels are
developed by advanced powder metallurgy (PM) methods, such as hot isostatic pressing (HIP), powder injection
moulding and spray forming and so on. On the consideration of their fine and homogeneous microstructure, high
alloyed PM cold-working tool steels with excellent strength and good wear resistance are presently employed for
stamping forming dies, industrial knives, slitters, plastic mold inserts and wear parts[3-6]. PM high alloyed coldworking
tool steels are commonly strengthened by tempered martensite and high volume fraction of carbides [2].
PMD 23 is a new cold work-tool steel developed by Dörrenberg Edelstahl, Germany. It is an development over the
familiar cold work-tool steel. PMD23 is a new tool steel, little information is available in literature related to its wear
behaviour. Therefore, in this study, the effect of microstructure on the hardness and abrasive wear behaviour of
PMD 23 and M2 cold work tool steel produced through two different methods (powder metallurgy and conventional)
conditions were determined.
2.eXPerımental ProCeDure
Experimental study was performed on a PMD 23 and M2 cold work tool steel. The chemical composition of PMD
23 is 1.30C–4.20Cr–5.00Mo–3.10V–6.40W-Fe(wt.%), which was produced by Dörrenberg Edelstahl, Germany.
M2 cold work tool steel chemical composition is 0.90C–4.10Cr–5.00Mo–1.90V–6.40W-Fe(wt.%), and it was made
by conventional method. The samples subjected to wear tests were wire cutted from the forged-and-soft annealed
master blocks. Then they were austenitized at 1180 o C for 30 min in vacuum with uniform N2 gas quenching and
than they were tempered at 550 o C for 3 h, the details of each step being illustrated in Fig. 1. Specimens for metallographic
observations were prepared by grinding down to 1200 grit abrasive papers followed by polishing with 0.3
µm diamond paste. The microstructure of the specimens was investigated by means of the optical microscopy. The
559

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Vickers hardness of the PMD 23 and M2 cold work tool steel were determined using Instron Wolpert Testor DIA
Testor 7551 using a load of 1 kg and each hardness value is an average of 10 measurements. The hardness of the
tempered PMD 23 and M2 cold work tool steel are about 860HV 1 , 840 HV 1 , respectively.
Abrasive tests of the PMD 23 and M2 cold work tool steels were carried out on the two-body pin on disc apparatus
shown in Fig. 2 under the loads of 10 N, 20 N, and 30 N at the speed of 0.1 m s -1 , by rubbing the specimens having
6,25 mm diameter and 50 mm length, on bonded abrasive Al 2 O 3 abrasive. During the wear tests, specimens
that were rubbing on the abrasives were moving perpendicular to the sliding direction so that they always passed
over fresh abrasives. Six different particle sizes (38, 65 and 150 µm) of abrasive Al 2 O 3 abrasives were used to test
each specimen. Total sliding distance of the specimens on the abrasives were 10 m. Specimens were weighed,
before and after the test, using an electronic scale with a resolution of 10∼4 g in order to determine wear losses as
weight loss. The abrasion tests were performed three times for each sample and the results were calculated using
the mean values.
3. reSult anD DıSCuSSıon
Fig. 1. Schematically representation of heat treatments
Fig. 2.A schematic pin-on-disc wear test configuration
Fig. 1(a) and (b) show the typical microstructure of the PMD 23 and M2 cold work tool steel after austenitized and
tempered, respectively. For typical austenitization temperature at 1180 o C, the equilibrium phase situate consists
of the austenitic matrix and carbides. Microscopic examinations revealed that light coloured needle like vanadium
carbides and they are regularly distributed in the tempered martensitic matrix. Previously, vanadium carbides in
microstructure of cold work tool steel after austenitized and tempered have also been reported [4, 7]. The carbides
in the martensitic matrix produce an natural wear resistance [7].
560

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 3: Microstructure of the specimens (a) PMD 23 cold work tool steel (b) M2 cold work tool steel
centrifugally casting
Results of abrasive wear tests on the PMD 23 cold work tool steel and M2 cold work tool steel after austenitized
and tempered, are shown in Fig. 4 and Fig. 5, respectively. The weight loss of the PMD 23 and M2 cold work tool
steels increased with increasing the applied load, and abrasive particle size. PMD 23 cold work tool steels (high
vanadium steels) exhibit low weight loss than M2 cold work tool steel under the loads of 10-30N for all the abrasive
particle sizes (Fig. 4 and Fig. 5). They are excellent candidates for replacing sintered carbides and other materials
that are highly resistance to wear in machinery. The most important result of the abrasive wear test is that abrasive
Al 2 O 3 grain size and applied load have an important effect on the wear lose of the investigated PMD 23 and M2 cold
work tool steels Fig. 4 and Fig 5 obviously shows that, abrasive wear lose of PMD 23 and M2 cold work tool steels
increased with increasing abrasive grain size in accord with the work of Cetin and Gul [8] and Shue and Lin [9].
561
Fig. 4: The effect of the size of abrasive
Al 2 O 3 grain and loads on the wear loss of
the PMD23 cold work tool steel
Fig. 5: The effect of the size of abrasive
Al 2 O 3 grain and loads on the wear loss of
the M2cold work tool steel

ConCluSıon
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
An experimental study of wear behaviour of PMD23 and M2 cold work tool steel used in this investigation at different
load and the size of abrasive Al 2 O 3 grains value reveals the following conclusion:
1. The microstructure of the PMD23 cold work tool steel had finer grains than M2cold work tool steel. Decreasing
grain size led to increase in hardness
2. Wear lose values increased with the increment of load and abrasive Al 2 O 3 grain size
3. The wear lose of PMD23 steel was found to be lower than that of the M2 cold work tool steel under the same
test conditions.
ACKNOWLEDGEMENT
The authors are thankful to Saglam Metal (Istanbul-TR) and and Mr. Fatih YALAVAÇ for providing PMD23 cold work
tool steel.
reFerenCeS
1. R.M. German, Powder Metalurgy of Iron and Steel, John Willey and Sons, U.S.A.
2. K. S. Narasimhan, Materials Chemistry and Physics, Volume 67, Issues 1-3,2001, Pages 56-65
3. H.K. Moon, K.B. Lee, H.Kwon, Materials Science and Engineering A 474 (2008) 328–334
4. S. Weber, W. Theisen, F. Castro, A. Pyzalla, Materials Science and Engineering: A, Volume 515, Issues 1-2,
25 July 2009, Pages 175-182
5. J. Richter, Materials Characterization, Volume 50, Issues 4-5, June 2003, Pages 339-347
6.
7.
J. Yao, X.H. Qu*,
X.B. He, L. Zhang, Materials Science and Engineering A 528 (2011) 4180–4186
R.M. Muñoz Riofano, L.C. Casteletti, L.C.F. Canale, G.E. Totten, Wear, Volume 265, Issues 1-2, 25 (2008)
57-64.
8. M.Çetin and F.Gul, TEKNOLOJİ, Cilt 11(2), 137-144, (2008).
9. C-Y. Sheu, S.-J. Lin, Scripta Materialia, Volume 35, Issue 11, 1 December 1996, Pages 1271-1276
562

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Some ProPertıeS oF ClınoPtılolıte aFter
lonG-term Hot aCıD leaCHınG
Osman ŞAN * , Remzi GÖREN * , Cem ÖZGÜR * , muhterem koç ** , Tuba ERGÜLER * , Ali İMARETLİ *
* Dumlupınar University, Department of Ceramic Engineering, Kütahya, 43100, Turkey,
osmansan@dumlupinar.edu.tr, rgoren@dumlupinar.edu.tr, cozgur@dumlupinar.edu.tr,
tubaerguler@gmail.com, imaretli@gmail.com
** Celal Bayar University, Turgutlu Vocational School, Department of Industrial Glass and Ceramic, Manisa,
45400, Turkey, muhterem.koc@bayar.edu.tr
aBStraCt
This study presents an investigation on the purification of a natural zeolite (clinoptilolite) by acid leaching conducted
in hot solution (75°C and 5 M HCl) for the period up to 72 h and examines some properties of the powder samples
such as change in chemical compositions, specific surface areas, X-ray detected phases and size of the particles.
The treatment increased the specific surface area from 47.87 m 2 /g to 154.3 m 2 /g, with the SiO 2 content being 97.5
wt.%. The reduction of aluminum, potassium, iron and calcium oxides was significant. The longer time leaching
removed the clinoptilolite phase but did not remove the impurity phases such as cristoballite, quartz and tridimite.
The leaching process significantly decreased the size of particles. The material may potential be used as high silica
ceramic powder.
keywords: Zeolite powders, chemical preparation, silicate
1. ıntroDuCtıon
Abundant deposits of zeolitic tuffs have been discovered in many countries. Among them, clinoptilolite is the most
common and industrially important natural zeolite. It is a natural zeolite mineral from the tectosilicates group. Its typical
unit cell formula is Na 6 [(AlO 2 ) 6 (SiO 2 ) 30 ] 24H 2 O [1]. The most important property of clinoptilolite is its high cation
exchange capability which makes it a potential candidate in the removal of inorganic contaminants from water and
wastewater [2-5]. In addition, it is also possible to remove nonionic organic contaminants in liquids by a modified
clinoptilolite through adsorption of cationic surfactants [6]. In addition, clinoptilolite is abundant and inexpensive,
making this zeolite an attractive alternative to use of a ceramic powder. Fusibility of the clinoptilolite at relatively low
temperatures has great importance since they are used in the ceramic industry as sintering aids [7-8]. Recently, a
natural zeolite was used as a phase-transforming agent for quartz to cristobalite [9]; the zeolite was melted at a low
temperature (around 800°C), and further heating provided good dispersion of the liquid phase through the quartz
particles.
The chemical modification of zeolites by acid can increase both porosity and the capacity of adsorption. However,
not only adsorption capacity of the material is altered, but acid treatment could also alter the secondary porosity and
the crystalline network of the zeolite [10]. It is necessary to investigate the chemical changes produced by the acidic
treatment of zeolites in order to verify that the desired improvements occur without altering properties of interest for
the final application. In this study, the clinoptilolite was investigated as high silica- containing ceramic powder. For
this purpose, the clinoptilolite powder was leached for long-term treatment.
2. materıalS anD metHoDS
Natural zeolite (clinoptilolite) was obtained from a mine located at Manisa-Gördes in Turkey (Enni Mining). The
sample was wet ground in attrition mill for 1 h using alumina balls. The slurry was dried at 105 o C for 24 h, and then
563

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
leached in 5 M HCl solution at 75 o C. The treatment duration was selected as 72 h [11]. During leaching, 10 g of
clinoptilolite sample was weighed and poured into 200 ml of solution, the solution was then stirred continuously at
500 rpm using a magnetic stirrer and a thermostat was used to keep the reaction medium at constant temperature.
After a predetermined period of time, the solid product was filtered and washed with distilled water.
The study of the samples included: (i) chemical composition measurement by X-ray fluorescence (Spectro X-LAB
200), (ii) crystalline phase identification by X-ray analysis (Rigaku Miniflex powder diffractometer employing CuKα
radiation in 2θ = 10-65 o at a ganiometer rate of 2θ = 2 o /min.), (iii) particle-size determination by zeta sizer (Malvern-
Nano S) and (iv) determination of specific surface areas by BET (Quantachrome-Nova 2200e).
3. reSultS
3.1. Dissolution during leaching
The raw clinoptilolite powder was treated in hot-acid solutions of 5M HCl at 75 °C to remove impurities such as,
alkaline earth and alkali metal compounds as well as the alumina. The amount of total dissolving components from
the powder sample was determined as ∼ 25 wt.% for the long-term processing (72 h).
3.2. analysis of the crystal structure
3.2.1. the as-received clinoptilolite
The X-ray diffraction analysis of the raw clinoptilolite powder is given in Fig. 1. It shows an essentially clinoptilolite
phase with crystalline phases which are cristobalite, quartz and tridymite.
3.2.2. the leached clinoptilolite
Figure 1. XRD pattern of as-received clinoptilolite powder.
After leaching, the clinoptilolite phases of the sample undergo and the other crystalline phases such as cristobalite,
quartz and tridimite could not be removed. The long-term leaching showed that during stirring the presence of hard
constituents in the solvent medium tended to facilitate the break-down of coarse clinoptilolite particles. This phenomenon
induced a more amorphous structure and the shapes of amorphous peaks became broader.
3.3. ınfluence of leaching time on chemical composition
Changes in the chemical compositions of the as-received clinoptilolite after leaching for 72 h are given in Table 1.
The de-alumination of the powder material was succeeded and the iron contamination was significantly reduced.
The leached powder samples exhibit less crystalline structure (see Fig. 2) and being a high-grade silica material,
having more than 97 wt.%SiO 2 .
564

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 2. XRD pattern of leached clinoptilolite powder.
table 1. Chemical composition of the as-received and leached clinoptilolite (wt.%).
Oxides SiO 2 Al 2 O 3 K 2 O Fe 2 O 3 CaO Na 2 O MgO TiO 2 MnO P 2 O 5 SO 3
As-received 83.88 8.27 3.67 1.77 1.81 0.26 0.64 0.10 0.04 0.02 0.02
Leached 97.50 1.00 1.10 0.48 0.084 0.02 0.31 0.07 0.01 0.02 0,02
3.4. ınfluence of leaching times on particle size and distribution
The size distributions of the untreated and leached clinoptilolite powders were investigated by zeta sizer (Malvern-
Nano S). Fig. 3 presents the plot of cumulative mass percent finer versus particle size. After leaching the particle
size of the sample became finer due to fracture of the large particles and the sample acquired a monomial and
narrow size distribution.
Figure 3. Size distributions of raw and leached clinoptilolite powders.
3.5. ınfluence of leaching on the specific surface area
The BET surface area values of the raw and leached powders are given in Table 2. As evident from the table, the
surface area of clinoptilolite greatly increased after the leaching. The reason for the increase in the specific surface
area could mainly be due to the breakdown and/or very intensive erosion of the larger particles through the longterm
processing.
table 2. Specific surface area of the clinoptilolite with and without leaching.
Samples Specific surface area, m 2 /g
Raw clinoptilolite 47.87
Leached clinoptilolite 154.30
565

4. DıSCuSSıon
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Motivation of the present study was the previous finding that a high silica-containing ceramic powder has been investigated
from diatomite where a low-grade diatomite having 68.08 wt. % SiO 2 was leached through long-term
(240 h) and a high silica-containing material containing 98 wt. % SiO2 was obtained. Phase analysis of the sample
indicated a highly amorphous structure and the remaining phase was only a small quantity of quartz [11]. The
powder was used for the fabrication of beta-cristobalite ceramic material for filtration application in harsh thermal
environments. The small amount of impurities had no significant influence on the thermal behavior of the ceramic
material and the thermal expansion coefficient was found as ∼ 11.42 x 10-6 °C-1 [12].
The present study indicated that the leached clinoptilolite for 72 h has great potential for the production of betacristobalite
ceramic material with high silica-content which could be obtained after a shorter time treatment (72 h)
and the resulting impurities would be quite low.
5. ConCluSıon
These following salient conclusions related to the leaching treatment can be made:
1. High SiO2
ceramic powders having −97 wt.% SiO can be successfully prepared from impure raw zeolite (clinop-
2
tilolite) after a prolonged time (72 h) of hot-acid (75°C and 5 M HCl) leaching.
2. When the raw zeolite powder is treated with hot acid solution (5 M HCl) for the longer time (72 h), the surface
area of powder increases from − 47 to 154 m2 /g.
3. The leaching process provides a decrease in average particle size significantly from −825 nm to −100 nm.
4. Also, the leaching process makes possible the production of ceramic powders containing high-silica with several
ratios by adjusting the leaching conditions.
reFerenCeS
[1] T. Armbruster, Studies in surface science and catalysis, in: A. Galarnau, F. Di Renzo, F. Faujula, J. Vedrine
(Eds.), yqq1, vol. 135, Elsevier, Amsterdam, 2001.
[2] D.W. Breck, in: zeolite molecular Sieves, John Wiley, New York, 1974, pp. 529–588.
[3] N.A. Hernández-Beltrán, M.T. Olguín, Elemental composition variability of clinoptilolite-rich tuff after the treatment
with acid phosphate solutions, Hydrometallurgy 89 (2007) 374–378.
[4] J. Hlavay, G. Vigh, V. Olaszi, J. Inczedy, Ammonia and iron removal from drinking water with clinoptilolite tuff,
zeolites 3 (1983) 188-190.
[5] G. Blanchard, M. Maunaye, G. Martin, Removal of heavy metals from waters by means of natural zeolites,Water
res. 18 (1984) 1501-1507.
[6] B. Ersoy, Adsorption mechanisms of cationic surfactants onto clinoptilolite and removal of non-ionic organic contaminants
by modified clinoptilolite , Ph.D. Thesis, ıstanbul technical university, Istanbul, 2000, p. 212.
[7] F. Andreola, T. Manfredini, E. Passaglia, G.C. Pellacani, P. Pozzi and M. Romagnoli, Utilization of an Italian
Zeolite in ceramic bodies, materials engineering, 5 (1994) 299-312.
[8] R. de Gennaro, P. Cappelletti, G. Cerri, M. de Gennaro, M. Dondi, G. Guarini, A. Langella and D. Naimo, Influence
of zeolites on the sintering and technological properties of porcelain stoneware tiles, Journal of the
european Ceramic Society 23 (2003) 2237-2245.
[9] O. Şan, S. Abalı and Ç. Hoşten, Fabrication of microporous ceramics from ceramic powders of quartz-natural
zeolite mixtures, Ceramic ınternational, 29 (2003) 927-931.
[10] N.A. Hernández-Beltrán, M.T. Olguín, Elemental composition variability of clinoptilolite-rich tuff after the treatment
with acid phosphate solutions, Hydrometallurgy, 89 (2007) 374–378.
[11] O. Şan, R. Gören, C. Özgür, Purification of diatomite powder by acid leaching for use in fabrication of porous
ceramics, ınternal Journal of mineral Processing, 93 (2009) 6-10.
[12] O. Şan, C. Özgür, Preparation of a stabilized β−cristobalite ceramic from diatomite, Journal of alloys and
Compounds, 484 (2009) 920-923
566

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ınVeStıGatıon on tHe uSe oF natural zeolıte
FOR CERAMIC PIGMENT
eda tasci 1 , mustafa tuncer 1 and ısmail ozden alp 2
1 Dumlupınar University, Ceramic Engineering Department, Kutahya, TURKEY
2 Altın Ceramic Company, Kutahya, TURKEY
aBStraCt
Pigments for ceramic glaze were obtained by treating clinoptilolite type-natural zeolite with aqueous solution of
FeCl 3. The powders calcined at different temperature were characterized using X-ray diffraction, chemical analysis.
Coloring properties of pigment powders tested in transparent floor tile glaze was analysized using LAB instrument.
The results showed that the whiteness value (+L) of pigments decreased while redness value (+a) increase with
increasing calcination temperature from 1000 to 1200 o C. It can be started that natural zeolite with ion exchange are
expected to be useful for ceramic pigment.
keywords: Pigment, clinoptilolite, ion exchange.
1. ıntroDuCtıon
The term pigments is applied to black, white and colored organic or inorganic powders that are insoluble in the substrate
in which they are incorporated not chemically and physically altered by it [1]. Ceramic pigments were synthesized
by solid-state reactions and the color developed in a suitable ceramic glaze was investigated in comparison
with the color developed by the pigments prepared from pure SiO 2 . Raw materials which are mostly metallic oxides
or salts of the desired metals with industrial chemical purity are used for pigment production [2].
Some minerals are employed as host materials for colorant ions because of specific crystal structure. One of these
is naturally occurring zeolites. They are microporous aluminosilicate materials with wide use in catalysis, molecular
sieving, animal nourishment and slow release fertilizers [3]. These applications are related to their structure with
cages and channels of molecular size ranging from about 2- 15 Å in size. The replacement of Si +4 by Al +3 creates
negative charge in zeolite framework. This charge is compensated by cations positioned in the structure. These
cations can easily be inserted into framework, leading to new ceramic phase. So the new materials can be development
[4]. The aim of present study was to produce ceramic pigments based on zeolite previously exchanged with
colorant ions. FeCl 3 was chosen as colorant agent.
2. eXPerımental ProCeDure
Industrial quality clinoptilonite-type zeolites have been used as starting raw materials for the pigment preparation.
Firstly, zeolite was leached to eliminate cations such as sodium, potassium and calcium that are in the pores of zeolite
and then ion exchange procedure was conducted as follow. In a 300 cc glass bottle, FeCl 3 .6H 2 O (5.5 g) was dissolved
in 200 cc of deionized water and mixed until to get clear solution. The leached zeolite (5.2 g) was dispersed
in Fe-solution. The bottle was sealed and kept at 70 o C for 2 days. This procedure was repeated three times. The
powders were filtered, subsequently washed for twice with 50 ml distilled water. It was centrifuged at 9000 rpm for
5 min, dried at 90 o C overnight and finally gentle crushed in agate mortar. The obtained mixture has been calcined
in a closed porcelain crucibles at different temperatures (1100, 1175 and 1200 o C) for 60 min of soaking time and
then dry milled. The phase content of powders were identified by X-ray diffractometer (Rigaku, Miniflex) using Cu
K α radiation over the range of 20–80 o at a rate of 2 o /min. the oxide content were determined by X-ray fluorescence
567

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(Spectra). The morphology and microstructure of the powders have been examined by Scanning Electron Microscopy
(SEM, Zeiss Supra 50 VP )
The obtained powders have been tested as pigments for glaze coloring. A ceramic glaze, having a typical composition
for porcelainized stoneware, has been used for pigment application. The pigments, added to the composition at
3 wt%, have been wet mixed with the ceramic frit for 30 min in a blender-mixer and then dried. The dried powders
have been pressed at 40 MPa to produce wires (40mm diameter) that have been fired in an industrial high-speed
roller kiln using a typical industrial cycle of 40 min. Color measurements have been performed on both pigments
and glazes by UV–vis spectroscopy (model Lambda 19, Perkin Elmer) using the CIElab method in order to obtain
L*, a* and b* values.
3. reSultS anD DıSCuSSıon
Table 1 reports the chemical analysis of clinoptilolite type zeolite. Regarding the loss of ignitions the elemental
analysis defines that the hydrogen content is 0.15 wt %, the nitrogen content is 0.16 wt % while the carbon content
is 11 wt % in accordance with light green color of the zeolite. The chemical analysis, thus, confirms that the as received
clinoptilolite type zeolite, though with 11 wt% of loss of ignition, is a waste that contains a 67 wt% of very pure
silica. Other oxides are all lower than 3 wt%; the chromofore oxides, in particular Fe 2 O 3 and TiO 2 , that can influence
the color developed by the pigment in a ceramic matrix, are present only as traces. After the exchange process, the
amount of iron oxide in zeolite was increased from 1.79 to 3.55.
table 1. Oxide composition of raw and exchanged zeolite
oxides (%) SiO 2 Al 2 O 3 Fe 2 O 3 CaO MgO K 2 O Na 2 O TiO 2 LOI**. Total
raw zeolite 67,1 11,8 1,79 3,87 1,21 2,29 0,3 0,11 11,49 100
exchanged
zeolite
84,71 6,11 3,55 0,63 1,04 1,09 2,86 - - 99,99
Fig. 1 shows XRD pattern of raw zeolite. Clearly, it had clinoptilolite phase with minor silica.
Fig. 1. XRD patterns of raw zeolite (Q: Kuvars, C: Klinoptilolit, P: Olajioklas).
Fig.2. shows XRD patterns of ion exchanged-clinoptilolite calcined at different temperature. The XRD results
showed cristobalite was main phase. Fe-exchanged clinoptilolite was transformed to new ceramic phase, which is
cristobalite. This new phase acted as host crystal for Fe ion.
Fig.2. XRD analysis of Fe-exchanged zeolite calcined at different temperature (C: cristobalite).
568

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The successful formation of the cristobalite based pigments has been also confirmed by colorimetric analysis. In
fact, the b* parameter, indicating the predominance of the yellow color (+b*) on the blue color (−b*), increases with
the calcination temperature, irrespective of the silica precursor used. The color developed by the two precursor is
quite the same and reach the higher yellowness at 1200 o C. For this reason only the pigments calcined at 1100 o C
have been used to verify their chemical stability in a ceramic glaze. The color developed by these pigments added
both at 3 wt% in an industrial glaze for high temperature is reported in Table 2. The table shows that Table 1. L*a*b*
values for the sintered pigments and the applications (glazes 3 wt% of pigment).
The obtained pigments developed a good yellow color, irrespective of the raw materials used, indicating the chemical
and thermal stability of the synthesized powders.
4. ConCluSıon
thermal treatment
(°C)
table 2. CIElab values of the obtained glazes.
Colour parameters
L a b
569
Hue
1100 89,32 0,49 4,72 Light pink
1175 81,75 6,38 16,89 Middle pink
1200 77,43 9,99 23,6 Pink
Fe-exchanged zeolite was successfully produced using ion exchange procedure. The Cristobalite type structure
formed after heat treatment. The obtained pigments were stable and develop an intense pink color that is very
similar to the colored by the pigments obtained starting from pure quartz. The result showed that the clinoptilolite
type zeolite can be used as host material for coloring.
aCknoWleDGementS
The authors would like to thanks Ceramic Engineer Mehmet Akkas for XRF Analysis.
reFerenCeS
1. P. A. Lewis, Pigment Handbook, (1988), Vol. I, 2nd Ed., John Wiley & Sons, New York, USA 945 pp.
2. Federica Bondioli, Fernanda Andreola, Luisa Barbieri, Tiziano Manfredini and Anna Maria Ferrari, Effect of rice
husk ash (RHA) in the synthesis of (Pr,Zr)SiO 4 ceramic pigment, Journal of the European Ceramic Society 27
(2007), p.3483–3488.
3. V. M. Pogrebenkov and M. B. Sedel’nikova, Ceramic Pigments Based on Natural Minerals, Glass and Ceramics,
Volume 59, Numbers 11-12, 396-399.
4. V. M. Pogrebenkov, M. B. Sedel’nikova and V. I. Vereshchagin, Zeolites: Raw material for ceramic pigments,
Glass and Ceramics, Volume 55, Numbers 1-2, 55-56.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
FunCtıonal GraDeD HarD metalS PrePareD
BY POWDER METALLURGY
ırina CarCeanu * , Emilia Maria COMAN (CIOVICA) **
* Metallurgical Research Institute of Bucharest, 39 Mehadia Street, code 060543,
6 County, Bucharest – Romania, irina_carceanu@yahoo.co.uk,
** VALAHIA University of Targoviste, 2 nd Carol I Street, code 130024, Targoviste, Dambovita – Romania,
emilia_ciovica@yahoo.com
aBStraCt
WC-Co cemented carbides are widely used as machining tools, mining tools and wear resistant parts. Multilayer
graded structures with Co/Ni content from 10 to 30 wt% from one side of the structure to the other, have been
prepared by using either solid-state or liquid - phase sintering. This paper presents briefly the experimental works
performed for manufacturing parts from functional graded hard metals with designed structure aiming at the wear
resistance increase.
keywords: Functional graded hard metals; Multilayer graded structures; Mining inserts;
INTRODUCTION
The necessity to improve continuously the working performances of the parts equipping mining tools requires new
materials with mechanical properties superior to those of the existent ones, these new materials being obtained
as well by changing the chemical composition as the method of material making. The obtaining of materials with
designed structure based on sintered hard metals, by using powder metallurgy technologies, which determine
changes just during the processing, were considered from the beginning as an attractive alternative to the current
manufacturing methods. The advantages of this technology concern both economic aspects and practically unlimited
possibilities of using specific methods for pulverous materials processing in order to obtain various functional
combinations.
EXPERIMENTAL TECHNIQUE
In the case of obtaining WC-Co materials with designed structure, a world-wide accepted method presented in the
paper consists in creating the property gradient in one stage of the technological stream, i.e. during the stage of
powder compaction by an adequate pressing method, followed by liquid phase sintering.[1]
Experiments, which are furtheron briefly emphasized, had in view to realize those tungsten and cobalt carbide compositions
in optimal alloys, which confer as well resistance to abrasion as to shocks and determine an optimal behaviour
of the parts used for percussive rotary drilling under extreme conditions imposed by their efficient using[2].
Taking into account the above mentioned considerations, the selected hard metals systems are the following: WC-
Co hard metals system (G 20 grade);WC-(Ta, Nb) C - Co hard metals system (K 45 grade).
The pressing, binder removal-presintering and sintering operations were the targets of the experimental works, in
order to analyse the repeatability of the main technological parameters specific to powder metallurgy, having in view
the obtaining of inserts with performant physico-mechanical and structural properties.
The standardized profiles of the grades for core bits, G 115 code, are presented in figure 1. The tips of G 115 type
equipping the removable heads of the tools for percussive rotary drilling are used for rocks excavation in the underground
exploitations.
570

eSultS anD DıSCuSSıonS
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 1 – The shape of G115 mining inserts
Having in view the above presented, the aim was the creation of this tip type from sintered hard metals with Co
structural gradient, the working part of which has to be realised from an alloy, which is harder than the sublayer, but
of comparable toughness.
After the die manufacturing, the compacts were obtained by cold pressing on an self-acting press with mechanical
driving and volume filling. table 1 presents the pressing characteristics of the double-layer compacts obtained by
successive batching of the powder into the die, the batching being calculated so that the upper part should contain
the whole working part of the piece and lie minimum 3 mm under the cap boundary line.
table 1. Pressing characteristics of the G 115 tip obtained from a double-layer material
Double-layer Mass Specific
G 115 grade
Upper layer
[ g ]
Bottom layer
[ g ]
Pressure
[ daN/cm2 ]
K 45 / G 20 21,5 63 1455
The parts formed by cold pressing at the above mentioned specific pressure were submitted to binder removal-presintering
in a periodic electrically heated furnace with Kanthal resistances in reducing flow (hydrogen at 220 l/h) at
a temperature of 800 ° C with two holding levels at 380 ° C and 450 ° C of approx. 30 minutes each. The intermediary
holding levels of 380 ° C and 450 ° C are necessary, because they provide the temperature equalization in the charge
mass and paraffin is completely removed before it is decomposed on pieces or furnace walls.
After pressing and binder removal-presintering the parts were submitted to sintering in order to obtain the set of properties,
required by the working conditions: TRS = min. 2400 N/mm 2 and HV 30 = min. 1300. The sintering operation
was performed in a BALZERS type vacuum induction furnace showing following operation parameters: sintering
temperature: 1370 ° C; sintering atmosphere: vacuum; the holding time at sintering temperature: 40 min.; total cycle
time: 8 h. The obtained density values are presented in table 2.
table 2. Apparent density values determined on the lot parts.
Mean values
[g/cm 3 ]
571
Average density
[ g/cm 3 ]
14.25 14.21 14.18 14.21
Table 3 presents the values of the bending breaking strength determined on sintered specimens with parallelepipedic
shape from the heat containing also parts from the testing lot.
table 3. Values of the bending breaking strength determined on sintered specimens.
Average values [ N/mm 2 ]
Transverse rupture strength
[ N/mm 2 ]
2420 2480 2460 2454

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
In order to emphasise the structural gradient created during the processing, the the cobalt content variation was
studied at the interfaces of the double-layer parts, on a cross section, by electron microscopy with an ELECTROS-
CAN Philips microscope equipped with EDAX system for the quantitative analysis of elements, by passing over the
piece from the point 1 to the point 7 and maintaining a x 1250 magnification - figure 2.
Figure 2. EDAX quantitative analysis on K 45 - G 20 system.
One used a “window” of 25 x 20 µm size , i.e. with a surface of 500 µm 2 , representative for each analysed zone.
Figures 3 and 4 shows the microstructure of the interface zone.
Figure 3-4. Microstructures of the G20/K45 separation interface Murakami etching 2000X
On the basis of performed experimental works it was established and finalized the technology for manufacturing
mining inserts of G115 type from materials with structural gradient and thus, the testing lot was obtained. The physico-mechanical
and dimensional characteristics of the parts of the testing lot are presented in table 4.
table 4. Physico-mechanical and dimensional characteristics of the G115 parts corresponding to the
manufactured testing lot.
Average density
Transverse rupture
strength
Hardness
HV 30
Shrinkage
[ g/cm3 ] [ N/mm2 ] [ N/mm2 ] [ % ]
14.18 2460 1281…1314 18,2
572

ConCluSıonS
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The results of the performed experiments and tests, which are presented shortly in this paper, allowed the following
conclusions:
• The sintered hard metals with structural gradient are obtained on powder metallurgy base, by successive batching
in the stage of bilateral pressing, followed by liquid phase sintering, at the end of which the material structure
is finalized. The mass transfer phenomena taking place during the liquid phase sintering, which characterizes
the WC-Co systems, allowed the obtaining of a Co structural gradient depending on the Co concentrations of
the contact layers.[3]
• One obtained in the pressing stage, by powder successive batching, multi-layer compacts with a stationary Co
gradient, the Co content for each layer being the following:
- in the upper layer, corresponding to the working cutting part of the insert, the Co content amounts to 15% and in
the bottom part 12%. [2]
• The Co structural gradient finalized in the heat treatment stage, emphasised and quantized by electron microscopy,
varies at the end of the sintering stage from the upper part to the bottom from 13,76 to 12,18% Co. [2]
• The structural gradient determined on one hand a hardness variation, so that in the working zone the hardness
was the expected one and the assemble toughness - of minimum 2400 N/mm2 . [2]
• All analysed specimens of the testing lot showed the presence of an admissible remanent porosity, A 01,
without free carbon, thus highlighting the fact that heat treatment regimes are adequate and characteristics
repeatability is guaranteed.
reFerenCeS
1. K. Dreyer, D. Kassel, “Functionally Graded Hardmetals and Cermets – Preparation”, Performance and Production
Scale Up, 15-th International Plansee Seminar, Vol 2, Reutte, 2001.
2 C.Coman & others – “Multilayer hard alloy designed for hard rock dislocation”, Matnantech Project C 81, (2001-
2002).
3 C. Colin – “Processing of composition gradient WC-Co Cermet”, 13-th International Plansee Seminar, Vol 1,
Reutte, 1993, pag. 522-537.
573

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
YaŞlanDırma ıSıl iŞleminin toz enJekSiYon kalıPlama metoDu
ile ÜretilmiŞ SÜPeralaŞımların aŞınma DaVranıŞına etkiSi
özgür özGÜn*, H. Özkan GÜLSOY**, Ramazan YILMAZ *** , Fehim FINDIK****
*Bingöl Üniversitesi, Teknik Bilimler Meslek Yüksekokulu, Bingöl, Türkiye, oozgun@bingol.edu.tr
** Marmara Üniversitesi, Teknolojoji Fakültesi, Göztepe, İstanbul, 34722, Türkiye
** TÜBİTAK MAM, Malzeme Enstitüsü, Gebze - Kocaeli, 41470, Türkiye, ozkan.gulsoy@mam.gov.tr
*** Sakarya Üniversitesi, Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Esentepe Kampüsü, 54187, Sakarya,
Türkiye, ryilmaz@sakarya.edu.tr
**** International University of Sarajevo, Faculty of Engineering and Natural Sciences
Department of Mechanical Engineering, 71000 Sarajevo, Bosnia-Herzegovina, ffindik@ius.edu.ba
özet
NI 718 süperalaşımı, oda sıcaklığında sahip olduğu yüksek mukavemet değerlerini yüksek sıcaklıklarda da muhafaza
edebilmesinin yanında üstün korozyon direncine de sahip olmasından dolayı özellikle havacılık ve otomotiv
sektörlerinde yaygın uygulama alanı bulmaktadır. Bu çalışmada, NI 718 numuneleri karmaşık geometrilere sahip
parçaların hassas ölçülerde, ince taneli, homojen içyapılı ve üstün mekanik özelliklere sahip olmasını sağlayabilen
Toz Enjeksiyon Kalıplama (TEK) metodu kullanılarak üretilmişlerdir. Optimum yoğunluk sağlayan sıcaklık ve sürede
üretilen parçalara yaşlandırma ısıl işlemi uygulanmıştır. Isıl işlemlerin malzemenin aşınma davranışlarına etkisi
araştırılmıştır. Uygulanan yaşlandırma işleminin malzemenin aşınma direncine olumlu etki yaptığı ve aşıma deneylerinde
uygulanan yük ve kayma hızının artışına paralel olarak aşınma kaybında şiddetli artış meydana geldiği
tespit edilmiştir.
anahtar kelimeler: Toz Enjeksiyon Kalıplama (TEK), süperalaşım, NI 718, aşınma,
tHe eFFeCt oF aGınG treatment on Wear BeHaVıor oF PoWDer
ınJeCtıon molDeD SuPeralloYS
aBStraCt
NI 718 superalloys are widely used especially in aerospace and automotive sectors due to having higher strength
at both room temperature and elevated temperatures, and also superior corrosion resistance. In this study the
samples of NI 718 superalloys were produced by Powder Injection Moulding (PIM) process, which provides fine
grained homogeneous microstructure of the materials with the net shape size of complex shaped of the pieces with
the superiors mechanical properties. Age treatments were applied on those superalloys produced by using suitable
sintering temperature and duration at which optimum density was provided. The effects of age treatments on the
wear behaviours were investigated. The aging has positive effectives on the hardness and wear resistance of the
materials. On the other hand, the load and sliding speeds has great influences on the wear behaviour of the materials.
Wear loses increases by parallel increasing of the loads and sliding speeds applied during wear tests.
key words: Powder Injection Moulding (PIM), superalloy, NI 718, wear
1. GiriŞ
Bir toz metalurjisi işlemi olmasına rağmen geleneksel kalıpla presleme ile üretilen parçalardan daha yüksek yoğunluk
ve dolayısıyla daha üstün mekanik özellikler elde edilmesini sağlayan Toz Enjeksiyon Kalıplama (TEK)
574

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
teknolojisi, gerek talaşlı imalat gerekse de döküm yöntemlerine nazaran daha karmaşık şekilli parçaların yüksek
yüzey kalitesine sahip olacak şekilde yüksek ölçü hassasiyetiyle üretilebilmesine olanak tanımakla kalmaz; bunun
yanında ince tane yapısına sahip ve kimyasal bileşimi her yerinde homojen olan parçaların ekonomik olarak üretilmesini
de sağlar [1].
Yüksek sıcaklığa dayanıklı bir alaşım sınıfı olan süperalaşımlar nikel, nikel-demir veya kobalt esaslı olabilmektedirler.
Süperalaşımlar hem kriyojenik sıcaklıklarda hem de yüksek sıcaklıklarda mukavemet ve yüzey kararlılığının
mükemmel bir kombinasyonunu sergilemektedirler [2]. NI 718 bugün dünyada en çok kullanılan süperalaşımdır [3].
NI 718 çökelme ile sertleştirilebilen nikel–demir esaslı bir süperalaşım olup, iyi korozyon direnci ve yüksek mukavemet
ile üstün kaynak edilebilirlik ve yüksek sıcaklıklarda (~650 o C) mikroyapısal kararlılık gibi özelliklerin belirgin
bir kombinasyonuna sahip olmasından dolayı gaz türbinlerinde, roket motorlarında, uzay araçlarında, nükleer reaktörlerde,
pompalarda ve takımlarda yaygın olarak kullanılmaktadır. NI 718’de mukavemet artırma mekanizmasını
temel olarak kübik veya küresel şekilli nano ölçülerdeki g’–Ni 3 Al ve lens gibi disk şekilli g’’–Ni 3 Nb çökeltileri oluşturmaktadır
[4–8]. 718 alaşımı çoğunlukla geleneksel döküm yöntemi ile üretilmektedir. Fakat elementel segregasyon
ve arzu edilmeyen fazların oluşması büyük boyutlu ingotların üretiminde karşılaşılan ciddi problemlerdir [9]. NI
718 alaşımından bu döküm hatalarının elimine edilmesi zaman alıcı ve pahalı olan bir süreç gerektirmektedir [10].
Uygulanan ısıl işlemlerle malzemelerin daha mukavemetli ve daha yüksek aşınma direncine sahip olmaları umut
edilmektedir. Parçalara uygulanan ısıl işlemlerin aşınma davranışlarına etkisi ile sertlik davranışlarının karakterize
edilmesi bu tür malzemelerin özelliklerinin geliştirilmesi bakımından ilginç olacaktır. Bu nedenlerden dolayı bu çalışmada
gaz atomizasyonu ile üretilmiş ön alaşımlı NI 718 tozları TEK tekniği ile şekillendirilmiş ve daha sonra optimum
sıcaklık ve sürede sinterlenerek üretilmiştir. Üretilen parçalara yaşlandırma ısıl işlemi uygulanmıştır. Böylece
uygulanan ısıl işlemin bu tür malzemelerin sertliğine ve aşınma davranışlarına etkisi araştırılmıştır.
2. DeneYSel çalıŞmalar
Deneylerde Osprey firması tarafından gaz atomizasyonu yöntemi ile üretilmiş ön alaşımlı NI 718 tozu kullanılmış
olup bu tozun kimyasal bileşimi Tablo 1’de verilmiştir. Tozun tane boyut dağılımının belirlenmesi amacıyla Malvern
Mastersizer marka cihazla gerçekleştirilen analize ait eğri Şekil 1’de, toz şeklinin belirlenmesi amacıyla çekilmiş
olan SEM görüntüsü Şekil 2’de verilmiştir. Tablo 2’de toza ait bazı özellikler gösterilmiştir.
tablo 1. Kullanılan NI 718 süperalaşım tozunun kimyasal kompozisyonu
% ağırlık
ni Cr Fe nb mo al ti C Si mn
nı 718 52,300 18,7 19,306 5,0 3,1 0,33 0,71 0,011 0,29 0,24
Şekil 1. Deneylerde kullanılan NI 718 tozuna ait tane boyut dağılımı eğrisi
Hacimce % 60 ana toz ve %40 bağlayıcı içerecek şekilde tasarlanan besleme stoğu, NI 718 tozu ile parafin mum,
brezilya mumu, polipropilen ve stearik asitten oluşan çok bileşenli bağlayıcı sisteminin özel olarak tasarımlanmış bir
karıştırıcıda 170 o C’de ve vakum altında 30 dk karıştırılmasıyla oluşturulmuştur. Oluşturulan besleme stoğu granüle
edilerek 12,5 MPa basınç ve 20 saniye tutma süresi ile standartlara uygun olacak şekilde kalıplandıktan sonra
575

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
bağlayıcı giderme işlemine tabi tutulmuşlardır. Bağlayıcı giderme işlemi 70 o C’ye çıkarılmış heptan içerisinde 6 saat
bekletilen numunelerin alümina altlık üstünde ve vakum ortamında 2 o C/dk ısıtma hızı ile ısıtılırken 200, 400, 500
ve 600 o C sıcaklıklarda 2’şer saat bekletildikten sonra yine 2 o C/dk hızla 900 o C’ye ısıtılıp burada bir ön sinterlenme
meydana gelecek şekilde 1 saat bekletilmesi şeklinde tasarlanan ısıl çevrime maruz bırakılmasıyla iki aşamada
gerçekleştirilmiştir. Aynı zamanda toz parçacıklarını bağlayan bağlayıcının uzaklaştırılması nedeniyle parçada şekil
kaybı meydana gelmemesini sağlamak amacıyla bağlayıcı gidermenin termal aşamasında 900 o C’ye çıkılıp 1 saat
beklemeyle bir ön sinterleme sağlanmıştır.
tablo 2. Kullanılan NI 718 süperalaşım tozuna ait bazı özellikler
özellik nı 718
Üretici Osprey
Üretim yöntemi Gaz atomizasyonu
toz şekli Küresel
Vurgu yoğunluğu (g/cm 3 ) 4,9
teorik yoğunluk (g/cm 3 ) 8,323
Partikül boyutu (μm)
D 10
D 50
D 90
Şekil 2. NI 718 tozuna ait SEM görüntüsü
Sinterlenen numunelerin Arşimet prensibine göre yoğunlukları ölçülmüş, NIKON LP 1200 ELIPSE marka optik mikroskop
ile görüntüleri alınmış ve Shimadzu (Japan) marka cihaz ile 100 g yükün 10 saniye uygulanması suretiyle
mikrosertlik ölçümleri gerçekleştirilmiştir. Yapılan bu incelemeler sonucunda en iyi sonucun alındığı numuneler,
standatlarda bu malzeme için belirlenmiş 980 o C’de 1 saat bekletme [11] şeklinde çözeltiye alma işlemi sonrasında
farklı sürelerde yaşlandırılmışlardır. Yaşlandırma işlemi sonrasında tekrar sertlik ölçümü yapılarak optimum sonucu
veren numuneler aşınma testine tabi tutulmuşlardır. Aşınma testleri Pin-on disk yöntemiyle yapılmıştır. Aşındırıcı
olarak 62 HRc sertliğe sahip 100Cr6 rulman çeliğinden hazırlanmış disk kullanılmıştır. Deneyler sinterlenmiş durumdaki
ve yaşlandırılmış durumdaki numunelerin aşındırıcı disk üzerinde 10N ve 20N’luk yükler altında 1 ms –1 ve
2ms –2 hızlar ile 5000 m kayması şeklinde gerçekleştirilmiştir.
3. Sonuçlar Ve tartıŞma
Farklı sıcaklıklarda ve farklı sürelerde gerçekleştirilen sinterleme işlemleri sonucunda en yüksek bağıl yoğunluk değerine
(%95,84) 1300 o C’de 3 saat süren sinterleme işlemiyle ulaşıldığı görülmüştür. Fakat bu sinterleme parametrelerinde
numunelerde kısmi ergimeler sonucu şekil kaybı olduğu gözlenmiştir. 1290 o C’de 3 saat süreyle yapılmış
olan sinterleme işlemi sonucunda da yaklaşık olarak aynı bağıl yoğunluk değeri elde edilmiş ve numunelerde şekil
kaybı olmadığı görülmüştür. 1290 o C’nin altında yapılan sinterleme işlemlerinde yeterli yoğunluğa ulaşılamamıştır.
Bu nedenle yaşlandırma işlemlerinde ve aşınma testlerinde kullanılacak olan numuneler 1290 o C’de 3 saat süre ile
sinterlenmişlerdir. Şekil 3’de 1290 o C’de 3 saat süre ile sinterlenen ve bağıl yoğunluğu %95,81 olan numuneye ait
optik görüntü verilmiştir.
576
4,5
11,9
26,2

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3. 1290 o C’de 3 saat sinterlenen numunenin optik mikroyapı görüntüsü.
Şekil 4’te sinterleme sonrası farklı tutma süreleriyle gerçekleştirilen yaşlandırma ısıl işlemleri sonrası numunelerden
ölçülen sertlik değerleri verilmiştir. Standartlara uygun olarak 980 o C’de 1 saat çözeltiye alınarak [11] suda soğutulan
numuneden ölçülen sertlik değeri 227 HV0,1 olmuştur. Yaşlandırma sonucu en iyi sertlik artışının 720 o C’de 9 saat
bekletildikten sonra fırından çıkarılmadan fırın sıcaklığı 620 o C’ye düşürülüp 8 saat bekleme sonucu suda soğutulan
numunede 454 HV0,1 olarak elde edildiği gözlenmiştir. Yaşlandırma işlemiyle meydana gelen bu sertlik artışı istenilen
çökelti fazlarının oluştuğunu düşündürmektedir. Bu sürenin üzerinde gerçekleştirilen yaşlandırmalar sonucu
sertlikte düşüş olması aşırı yaşlanma olduğunu düşündürmektedir. Elde edilen bu sertlik değeri literatürde [12] bu
malzeme için belirtilen ve takriben 360 Hv sertliğine denk gelen 36 HRc sertlik değerinden oldukça yüksektir. Sertlik
değerinin literatürde belirtilen sertlik değerinden oldukça yüksek olması toz enjeksiyon kalıplama yöntemiyle üretilmiş
olan bu malzemelerin ince taneli oluşuna bağlanmaktadır.
Şekil 4. 720 o C’de farklı sürelerde bekletildikten sonra 620 o C’de 8 saat bekletilen numunelerde
ulaşılan sertlik değerleri
Yaşlandırma işleminden önce ve sonra numuneler aşınma testlerine tabi tutulmuştur. 10N ve 20N yükler altında
5000 m yolu 1ms –1 ve 2ms –2 hızlarla kayan numunelerde meydana gelen ağırlık kayıpları Şekil 5.a ve Şekil 5.b’de
verilmiştir. Farklı yük ve hızlarla gerçekleştirilen aşınma testleri sonucunda hem sinterlenmiş numunelerde hem de
yaşlandırılmış numunelerde ağırlık kaybının yükten çok hızın artmasıyla arttığı görülmüştür. Diğer bir ifadeyle bu
tür malzemelerin aşınmasında hızın uygulanan yükten daha etkili olduğu görülmüştür. Yaşlandırılmış numunelerde
sinterlenmiş durumdaki numunelerden daha az aşınma kaybı görülmekte olup, bu durumun yaşlandırma işlemiyle
malzeme içinde meydana gelen çökelti fazlarının sağladığı sertlik artışından kaynaklandığı düşünülmektedir.
(a) (b)
Şekil 5. Aşınma testine tabi tutulan numunelerden, a) 1ms –1 hızla, b) 2ms –1 hızla kayan numunelerde meydana
gelen ağırlık kayıpları (SS-Sinter Sonrası, YS-Yaşlanma Sonrası).
577

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6’da 10N ve 20N yükler altında 5000 m yolu 1ms –1 ve 2ms –2 hızlarla kayan numuneler için, aşınan malzeme
hacminin yola bölünmesi şeklinde hesaplanan aşınma oranları verilmiştir. Aşınmayla meydana gelen ağırlık kaybına
paralel bir şekilde yaşlandırılmış malzemelerin aşınma oranının sinterlenmiş durumdaki malzemelerden daha
düşük olduğu, bu tür malzemelerde uygulanan yük ve aşınma hızı arttıkça aşınma oranının da arttığı, fakat hızın
aşınma oranındaki etkisinin yükten daha çok olduğu görülmüştür.
(a) (b)
Şekil 6. Aşınma testine tabi tutulan numunelerden, a) 1ms –1 hızla, b) 2ms –1 hızla kayan numunelerde meydana
gelen aşınma oranları (SS-Sinter Sonrası, YS-Yaşlanma Sonrası).
Nikel esaslı süperalaşımların düşük termal iletkenliklerinden dolayı talaşlı işlem esnasında takım malzemesi ile
temas eden bölgede sıcaklık artışının meydana geldiği belirtilmektedir [13]. Aşınma testleri esnasında yukarıdaki
açıklamaya uygun olarak hem sinterlenmiş hem de yaşlandırılmış numunelerde ve aşındırıcı diskte sıcaklığın çok
yükseldiği gözlenmiştir. Şekil 7.a’da sinterlenmiş durumdaki numunenin 20N yük altında 2ms –1 hızla aşındırıldıktan
sonra yüzeyinden alınan SEM görüntüsü verilmiştir. Bu tür malzemelerin pin-on disk yöntemiyle aşındırılmasında,
aşınma olayının daha çok adhesiv aşınma şeklinde gerçekleştiği görülmektedir. Ezugwu ve arkadaşları tarafından
yapılan bir çalışmada [14], nikel esaslı süperalaşımların işlenmesinde kesme hızının artışına paralel olarak ara yüzeyde
oluşan sıcaklığın da arttığı, takım talaş ara yüzeyinde çok yüksek kesme hızı aralıklarında süperalaşımların
ergime sıcaklığına ulaşan sıcaklıkların meydana geldiği bildirilmiştir. Aynı çalışmada nikel esaslı süperalaşımların
uzun süre yüksek hızlı kesme şartlarında işlenmesinin yeni oluşturulmuş yüzeylerin yumuşaması ile sonuçlandığı
ve iş parçası malzemesinin takıma adhezyonu ile birlikte takımda aşınma oluşmaya başladığı belirtilmiştir [14].
Benzer durum bu çalışmada elde edilen aşınma yüzeyinin SEM görüntüsünde de görülmektedir (Şekil 7a). Sıcaklık
yükselmesine bağlı olarak malzemede bazı kısımların çatladığı, yumuşayan ve zayıflayan kısımların kopmuş olduğu
gözlenmekte, kopan malzemelerin aşındırma diskine yapışmış olduğu düşünülmektedir. Benzer durum, yapılmış
başka bir çalışmada yine yüksek kesme hızıyla işlemede seramik kesici takım üzerine Inconel 718 iş parçasının
yapışması şeklinde gözlenmiştir [15]. Elde edilen sonuç bu çalışmada elde edilen sonuçlarla uyuşmaktadır. Inconel
718 süperalaşımının seramik takım ile işlenmesi üzerine yapılan bir çalışmada abrasif aşınma, adhezyon aşınması,
mikro kırılmalar ve talaşlanma etkin aşınma mekanizması ve tipleri olarak görülmüştür [16]. Şekil 7. b’de yaşlanmış
numunenin aşınma sonrası görüntüsü verilmiş olup, sinterleme sonrası aşındırılan numuneye göre aşınmaya karşı
direncin daha fazla olduğu görülmektedir.
(a) (b)
Şekil 7. a) Sinter sonrası 20N yük altında 2m/s hızla aşınan, b) yaşlanma sonrası 10N yük altında aşınan
numunenin SEM görüntüsü (KY, kayma yönü)
TEK ürünü malzemelerin aşınma davranışlarını etkileyen en önemli parametre yapı içerisindeki gözenek miktarı
ve dağılımıdır. Gözenek miktarının %7’nin altında olması durumunda aşınma kayıpları göz önüne alınmayacak
değerlerdedir ve dikkate alınmaz [17,18]. Gerçekleştirilen deneysel çalışmalarda ise gözenek miktarı %4 seviyesinde
olup, ısıl işlemli ve ısıl işlemsiz numuneler için aynı seviyededir. Bu durumda aşınma kayıplarındaki önemli
farkların sadece ısıl işlem şartlarına bağlı olarak gerçekleşen sertlik artışları ile doğrudan ilişkisi vardır. Özellikle
Şekil 7.a’da görüldüğü üzere aşınma yüzeylerinde kayma yönü doğrultusunda önemli bir delaminasyon görülmektedir.
Şekil 7.b’de ise, sertlik artışına bağlı olarak kayma yönüne bağlı olarak aşınma yüzeylerindeki delaminasyon
azalmaktadır [17–19].
578

4. Sonuçlar
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışmada ön alaşımlı NI 718 tozundan TEK metodu ile parça üretimi yapılmış, üretilen parçalar ısıl işlem ve
aşınma testlerine maruz bırakılmışlardır. Yapılan deneysel çalışmalardan aşağıdaki sonuçlar çıkarılmıştır.
1. Başlangıç tozuna yapılan boyut dağılımı analizi, tozların %50’sinin 11,9 µm boyutunda olduğunu ve TEK için
kullanılmaya uygun aralıkta olduğunu göstermiştir.
2. Çok bileşenli bir bağlayıcı sisteminin kullanılmasıyla şekillendirilen parçaların şeklini muhafaza edebilmesi bakımından
kullanılabilecek en yüksek sinterleme sıcaklığının 1290oC olduğu tespit edilmiş, bu sıcaklıkta 3 saat
süreyle gerçekleştirilen sinterleme işlemi sonucunda %95,81 bağıl yoğunluğa ulaşılmıştır.
o 3. 980 C’de 1 saat çözeltiye alma sonrasında gerçekleştirilen farklı sürelerdeki yaşlandırma işlemelerinde, en
yüksek sertlik artışı 720oC’de 9 saat+620oC’de 8 saat bekleme süreleriyle elde edilmiş olup, bu değer 454
HV0,1’dir.
–1 4. Hem sinterlenmiş durumda hem de yaşlandırılmış durumda 5000 m yolu 10N ve 20N yükler altında, 1ms ve
2ms –1 hızlarla kayan numunelerde yük ve hızın artmasıyla ağırlık kayıpları ve aşınma oranları da artmıştır. Bu
tür malzemelerde aşınma kayıpları üzerinde hızın uygulanan yükten daha etkili olduğu görülmüştür.
5. Aşınma deneylerine tabi tutulan numunelerden sinterleme sonrası ısıl işleme tabi tutulan numunelerin oluştuğu
düşünülen intermetalik çökeltilerin sağladığı sertlik artışına bağlı olarak sinterlenmiş durumdaki numunelere
nazaran aşınmaya karşı daha dirençli oldukları tespit edilmiştir.
teŞekkÜr
NI 718 tozlarının temini konusundaki desteklerinden dolayı Osprey Co. (UK) firmasına teşekkür ederiz.
KAYNAKLAR
1. R. M. German, “Powder Injection Molding”, aSm Handbook, Volume 7, Powder Metal Technologies and Applications,
sayfa: 843–848, 1998.
2. ASM Specialty Handbook: Nickel, Cobalt, and Their Alloys, compiled by J.R. Davis, aSm ınternational, Materials
Park, OH., 2000.
3. R. E. Schafrik, D.D.Ward, J.R. Groh, in: E.A. Loria (Ed.), “Application of Alloy 718 in GE Aircraft Engines: Past,
Present and Next Five Years”, Superalloys 718, 625, 706 and Various Derivatives, tmS, sayfa: 1–11, 2001.
4. D. F. Paulonis, J. M. Oblak, and D. S. Duvall, “Precipitation in nickel-base alloy 718,” trans. aSm, cilt: 62, no:
3, sayfa: 611–622, 1969.
5. R. Cozar and A. Pineau, “ Morphology of g’ and g” precipitates and thermal stability of inconel 718 type alloys,”
metallurgical transactions, cilt: 4, no: 1, sayfa: 47–59, 1973.
6. I. Kirman and D. H. Warrington, “Precipitation in Nickel-Based Alloys Containing both Niobium and Titanium”,
ınstitute of metals, cilt: 99, sayfa:197- 199, 1971.
7. W. E. Quist, R. Taggart and D. H. Polonis, “The Influence of Iron and Aluminium on the precipitation of metastable
Ni Nb Phases in the Ni-Nb System”, metallurgical and materials transactions, no:3, cilt: 2, sayfa:
3
825–832, 1971.
8. M. C. Chaturvedi and Ya-fang Han, “Strengthening Mechanisms in Inconel 718 Superalloy”, metal Science, cilt:
17, sayfa:145–149, 1983.
9. S. T. Wlodek and R. D. Field, “Freckles in Cast and Wrought Products,” Superalloys 718, 625, 706 and Various
Derivatives, ed. e. a. loria, (tmS, Warrendale, Pa), sayfa:167–176, 1994.
10. A. R. Braun and J. F. Radavich, “Microstructnral and Mechanical Properties Comparison of P/M 718 and P/M
TA 718”, Superalloy 718 - metallurgy and applications (Warrendale Pa, e.a.loria, metals and materials
Society), sayfa: 623–629, 1989.
11. Donald J. Tillack, James M. Manning, and J. R. Hensley, “Heat Treating of Nickel and Nickel Alloys”, aSm Handbook,
Volume 4, Heat Treating, sayfa: 2042, 1991.
12. W.L. Mankins and S. Lamb, “Nickel and Nickel Alloys”, aSm Handbook, Volume 2, “Properties and Selection:
Non Ferrous Alloys and Special-Purpose Materials”, sayfa: 1387, 1990.
13. D. A. Axinte, P. Andrews, W. Li, N. Gindy and P. J. Withers, “Turning of advanced Ni based alloys obtained via
powder metallurgy route”, annals of the CırP, 55/1 2006.
14. E. O. Ezugwu, J. Bonney, Y. Yamane, “An overview of the machinability of aeroengine alloys”, Journal of materials
Processing technology, cilt: 134, sayfa: 233–253, 2003.
15. A. R. MOTORCU, “Nikel Esaslı Süperalasımların ve Titanyum Alaşımlarının İşlenebilirliği, II. Bölüm: Seramik
Kesici Takımların Performanslarının Değerlendirilmesi”, makine teknolojileri elektronik Dergisi, cilt: 7, No: 2,
sayfa: 1–17, 2010.
16. L. Li, N. He, M. Wang, Z. G. Wang, “High speed cutting of Inconel 718 with coated carbide and ceramic inserts”,
Journal of Processing technology, cilt:129, sayfa: 127–130, 2002.
17. N. P. Suh, “An overview of The Delamination Theory of Wear”, Wear, cilt: 44, sayfa: 1–16, 1997.
18. K.V. Sudhakar, P. Sampathkumaran, E.S. Dwarakadasa, “Dry Sliding Wear High Density Fe–2%Ni Based P/M
Alloy”, Wear, cilt: 242, sayfa: 207, 2000.
19. H.O. Gulsoy, “Dry Sliding Wear in Injection Molded 17–4 PH Stainless Steel Powder With Nickel Boride Additions”,
Wear, cilt: 262, sayfa: 491–497, 2007.
579

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
maGnezYumun ilaVeSinin al4Cu tm alaŞımının YaŞlanma
DaVranıŞına etkileri
azim Gökçe*, Fehim FINDIK**, Ali Osman KURT***
* Sakarya Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi Metal Eğitimi Bölümü,54187, Sakarya, azimg@sakarya.edu.tr
** Uluslararası Sarajevo Üniversitesi, Mühendislik ve Fen Bilimleri Fakültesi, Mmakine Mühendisliği Bölümü,
71000, Saraybosna, Bosna-Hersek, ffindik@ius.edu.ba
*** Sakarya Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 54187, Sakarya,
aokurt@sakarya.edu.tr
özet
Bu çalışmada elementel olarak hazırlanmış % 4 bakır içeren alüminyum alaşımına farklı oranlarda magnezyum
katkısı yapılmış, alaşımın yapay yaşlanma davranışı mikroyapı ve sertlik sonuçlarıyla incelenmiştir. Magnezyum
ilavesi Al4Cu toz metal ana malzemesinin yaşlandırma ile sertlik kazanma kabiliyetini artırmaktadır. Magnezyum
ilavesiz numunede sertlikte 6 saatlik yaşlandırma ile yaklaşık % 40’lık bir artış saşlanırken, aynı numuneye % 0,5
magnezyum ilavesi ile 6 saatlik bir yaşlandırma sonrası sertlik artışı yaklaşık % 95 olmaktadır. Çalışmada en yüksek
sertlişe (117 HB) % 2 magnezyum içeren alaşımın 24 saat yapay yaşlandırılması sonucu ulaşılmıştır.
anahtar kelimeler: Al Toz Metal, Mikro Alaşımlama, Sinterleme, Toz Metal Isıl İşlemleri.
eFFeCtS oF tHe maGneSıum aDDıtıon on tHe aGınG BeHaVıor oF
al4Cu Pm alloY
aBStraCt
In this study, various levels of magnesium added into pre-mixed Al4Cu powder metallurgy alloy and aging behavior
of the alloy was investigated. The addition of Mg resulted in an increase in age hardening ability of the onto the main
Al4Cu PM alloy. The alloy without Mg addition has only 40 % increase in hardness after 6 hours ageing whereas
with an 0,5 wt% Mg addition on to the same alloy resulted in an 95 % increase in hardness after 6 hours ageing.
In the study, the highest hardness value was obtained with an alloy (Al4Cu2Mg) of 2 % Mg addition after 12 hour
ageing.
keywords: Al Powder Metallurgy, Micro-Alloying, Sintering, Powder Metallurgy Heat Treatments.
1. GiriŞ
Alüminyum alaşımlarının düşük özgül ağırlık, yüksek korozyon direnci, geri dönüşüm gibi özellikleri toz metalurjisi
yönteminin avantajları ile birleşmesiyle tozmetal alüminyum alaşımları son yıllarda giderek artan bir oranda endüstriyel
ve teknolojik ürünlerde kullanım alanı bulmaktadır. Alüminyum tozlarından üretilen alaşımlar işlenmiş alüminyum
alaşımları ile büyük oranda benzer bileşimdedir.
Alüminyum tozlarının sıkıştırılma özelliği, genel olarak toz morfolojisine ve boyut dağılımına bağlı olmakla beraber,
350 MPa basınç altında teorik yoğunluğunun %90’ına kadar ulaşılabilmektedir. Demir esaslı tozlara nispeten alüminyum
tozmetal malzemelerin sinterlenmesi için çok daha düşük sıcaklıklar yeterli olmaktadır. Bu ise zamandan
ve enerjiden büyük tasarruf sağlamaktadır [1].
580

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Alüminyumun toz metalurjisinde kullanımındaki büyük sorunlardan biri yüzey oksididir. Alüminyum üzerindeki oksidin
kalınlığı ortam sıcaklığı, alüminyum tozunun üretiminde kullanılan süreç, saklandığı ortamdaki nem gibi değişkenlere
bağlıdır. Oda sıcaklığında kütle alüminyum yüzeyindeki oksidin kalınlığı yaklaşık 10 – 20 Å’dur. Atomize alüminyum
üzerindeki oksit kalınlığı ise 50-150 Å arasındadır. Alüminyum üzerindeki oksit genellikle amorf ve emilen
su tabakası nedeniyle hidrolize olmuş durumdadır. 350 o C üzerindeki sıcaklıklarda tavlama sürecinde oksit tabakası
g-Al2O3 halinde kristalize olur. Oksit tabakası düşük ergime dereceli metallerde katı faz sinterlemeyi engelleyici bir
faktördür. Bu yüzde alüminyum alaşımlarının sinterlenmesinde sıvı faz daha çok tercih edilir bir yöntemdir. Bazı
metallerin alaşım sistemine katılması sinterleme sırasında oksit tabakasını elimine edici etki yapabilir. Magnezyum
katkısının yüzeyde oluşan oksit tabakasını kırmak süratiyle alüminyum alaşımlarının sinterlenmesinde olumlu katkı
yaptığı bilinmektedir[2,3,4,5]. Sisteme magnezyum katılması durumunda; oluşan reaksiyon aşağıdaki gibidir[6].
3Mg + 4Al 2 O 3 3MgAl 2 O 4 + 2Al …………………(1)
Scheaffer[6] yaptığı TEM çalışmaları ve mikroyapısal analizler ile Al 2xxx serisine yapılan Mg katkısıyla Spinel
fazın oluştuğunu göstermiştir. Sinter esnasında magnezyumun alüminyum matris içine nüfuz etmektedir Sonrasında
yukarıdaki reaksiyon sonucu oksit film tabakası üzerinde hacimce değişim meydana gelmekte ve bundan
dolayı oluşan kesme gerilmesi oksit tabakasının kırılmasına sebep olmaktadır. Böylelikle yayınım (difüzyon), ıslatma
sonucunda sinterlemenin daha iyi olmasını sağlamaktadır. Dolayısıyla, oksit tabakası bir problem olmaktan
çıkmaktadır.
Alüminyum bakır alaşımlarının mukavemetinin artırılması için ısıl işlem uygulanması pratikte sıklıkla kullanılan bir
yöntemdir. Bu yöntem çözeltiye alma, su verme ve yaşlandırma olarak üç basamaktan oluşmaktadır[7].
Bu çalışmada elementel tozlarla hazırlanmış Al4Cu ana alaşımına çeşitli miktarlarda (% 0,5 – 2) magnezyum ilavesinin
mikroyapıya ve yaşlandırma sonucunda ana malzemenin sertliğine olan etkileri incelenmiştir.
2. DeneYSel çalıŞmalar
2.1 Hammadde ve kompozisyon Hazırlama
Çalışmada kullanılan tozların özellikleri Tablo 1’de verilmiştir. Tablo 2`de ise çalışmada üretilen alaşımların bileşimleri
görülmektedir.
tablo1. Deneysel çalışmalarda kullanılan tozların özellikleri
Toz Tedarikçi Safiyet (%) Toz Boyutu ( µm)
Alüminyum Gürel Makine A.Ş. 99,60 -53
Bakır Gürel Makine A.Ş. 99,60 -53
Magnezyum Magnezyum Metal A.Ş. 99,95 -53
,00
tablo 2. Üretilen alaşımların bileşimleri
Alaşım Kodu
Alaşım Kodu
Al
Alaşım Elementi (% ağ.)
Cu Mg
Al4Cu 96,00 4,00 --
Al4Cu0.5Mg 95,50 4,00 0,50
Al4Cu0.5Mg1Mg 95,00 4,00 1,00
Al4Cu0.5Mg2Mg 94,00 4,00 2,00
Alaşımın bileşimine uygun olacak şekilde tozlar 0,0001 gr hassasiyetli Precisa hassas terazide tartılmış sonrasında
tabanı 35 mm çapında 80 mm yüksekliğinde geniş ağızlı silindirik HDPE şişelere konmuştur. Karıştırma işleminin
daha etkili olması açısından 5mm çapında ZrO 2 bilyeler kullanılış olup, şişelerin hacimce 1/3’ü karışım toz, 1/3 ü
ZrO 2 bilye ile doldurulmuş 1/3’lük kısmı ise boş bırakılmıştır. Karıştırma işlemlerinde Turbula-T2F Mixer kullanılmış
olup karıştırma süresi 3 saat olarak belirlenmiştir.
581

2.2. Şekillendirme işlemleri
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Kompaktların üretilmesinde 14 Ton kapasiteli manüel hidrolik baskı cihazı kullanılmıştır. Numune üretiminde kullanılan
basınç 400 MPa’dır. Üretilen silindirik ham parçaların çapı 16 mm yüksekliği ise 4 mm olacak şekilde ayarlanmıştır.
Ham parçaların sinter öncesi yoğunlukları kütlelerinin hesaplanmış olan hacimlerine bölünmesi ile bulunmuştur.
Kalıp aşınmasının engellenmesi için her bir şekillendirme işlemi öncesi kalıp boşluğu ve kalıp zımbaları çinko
stearat ile yağlanmıştır. Çinko stearattın yüzeye dağılımı yüksek safiyetli alkol ile gerçekleştirilmiştir.
2.3. Sinterleme işlemleri
Sinterleme işlemlerinde Honeywell DC2500 kontrol ünitesi ile programlanabilen silindirik yatay tüp fırın kullanmıştır.
Fırının reaktör tüpü 316 L paslanmaz çelikten özel olarak imal edilmiştir. Çözeltiye alma işlemlerinde de aynı fırın ve
tüp kullanılmıştır. Numuneler fırına Al 2 O 3 altlıklar üzerinde yerleştirilmiştir. Sinterleme işlemlerinde yüksek safiyette
azot gazı kullanılmıştır. Gaz içindeki olası çok düşük oksijen safsızlığının önüne geçilmesi amacıyla tüpten çıkan
gaz fırına girmeden önce silika jel ile doldurulmuş gaz yıkama şişesinden geçirilmiştir. Gaz akış hızı sinter esnasında
1 lt/dk olarak belirlenmiştir.
Sinterleme sıcaklığı 615 °C olup bu sıcaklığa 15 o C/dk hızla çıkılmıştır. Kontrolsüz olarak fırın içerisinin bu sıcaklıkların
üzerine aşılmasını engellemek amaçlı 600 °C`nin üzerinde fırın ısıtma hızı 1 o C/dk olarak gerçekleştirilmiştir
(Şekil 1). o C o CÇözeltiye alma ve yaşlandırma sıcaklıkları her 3 grup numune için de aynıdır. Çözeltiye alma işlemi
sonrasında aşırı doymuş yapı elde edilmesi amacıyla fırından çıkartılan numuneler oda sıcaklığındaki su içerisine
düşürülmüştür. Isıl işlem süreci olarak döküm alüminyum alaşımlarına uygulanan T6 ısıl işlemine benzer bir süreç
olan T51 süreci seçilmiştir (Şekil 1). Bu sürece göre sinter sonrasında numuneler oda sıcaklığına düşmeden
çözeltiye alma sıcaklığına kontrollü olarak soğutulmaktadır. Yaşlandırma işlemleri Protherm-PFL-130/6 kül fırında
yapılmış olup yaşlandırma süresi 6, 12, 24 ve 48 saat olarak seçilmiştir.
2.4. Sinter Sonrası işlemler
Sinterlenen numunelerin yoğunlukları Arşimet Prensibine göre belirlenmiştir. Yoğunluk belirleme işlemleri karışım
hazırlamada kullanılan hassas teraziye bağlanan yoğunluk ölçüm kiti ile yapılmıştır. Yoğunluk ölçümü sonrasında
numuneler hassas kesme cihazı ile ortadan kesilip herhangi bir kontrolsüz yaşlanmanın engellenmesi için soğuk
olarak reçineye alınmıştır. Mikroyapısal inceleme için numuneler geleneksel metalografik işlemlerden geçirilmiş
nihai parlatmada 0,3 µm’lik alümina süspansiyon kullanılmıştır. Optik mikroskop olarak Clemex Image Analysis yazılımı
ile senkronize çalışan Nicon Eclipse L150A metal mikroskobu, elektron mikroskobu olarak Jeol JSM 6060LV
taramalı elektron mikroskobu kullanılmıştır.
Sertlik ölçümlerinde BMS 200 RB sertlik ölçüm cihazı kullanılmış olup seçilen yük 62,5 kg ve yük uygulama süresi
10 saniyedir. Her bir numuneden 5 ölçüm alınmış ortalama değer o numunenin sertlik değeri olarak kabul edilmiştir.
Şekil 1. Sinterleme çalışmalarında kullanılan sıcaklık-zaman grafiği.
582

3. DeneYSel Sonuçlar ve tartıŞma
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Deneysel çalışmalarda kullanılan tozların morfolojik özelliklerinin incelenmesi amacıyla çekilmiş olan elektron mikroskobu
görüntüleri Şekil 2’de verilmiştir.
Şekil 2. Kullanılan tozların SEM görüntüleri a)Al b)Cu c)Mg (. ölçü çizgisi a, b ve c için 100 µm’dir). ve d için ise
50 µm`dir. Ölçü çizgisleri daha da belirginleştirilecek
Literatürde alüminyum-bakır alaşımlarının sinterlenmesi ile ilgili çalışmalarda sinterlemenin 580-620 o C sıcaklıklar
arasında yapıldığı görülmüştür[6,8,9,10]. Sinterleme sıcaklığının belirlenmesinde bakır oranı arttıkça sinterleme
sıcaklığı düşmektedir. Alüminyum bakır denge diyagramına göre (Şekil 3) % 4 bakır katkısı ile ötektik sıvı faza geçiş
sıcaklığı yaklaşık olarak 590 °C’dir. Bu sıcaklık üzerinde yapılan sinterleme işlemi sıvı faz olarak adlandırılır. Oluşan
ötektik sıvı fazın kapiler basınç etkisiyle parçacıkların arasını doldurması ile daha yoğun bir yapı elde edilmesini
sağlar. Daha önce yapılan bir çalışma[3] magnezyum katkısı ile birlikte sıvı faz oluşma sıcaklığının düştüğünü
göstermiştir. Bu yüzden çalışmada kullanılan sinter sıcaklığı olan 615 °C’de oluşan ötektik fazın diyagramda belirlenenden
daha fazla olduğu düşünülmektedir. Çözeltiye alma sıcaklığı olan 550 °C’de bakırın tamamı yapıya girerken
oda sıcaklığında alüminyum içinde bakırın çok az bir kısmı çözünebilmektedir. Bu durumda ani soğutma ile aşırı
doymuş bir yapı elde edilmektedir.
Şekil 3. Al-Cu faz diyagramının alüminyumca zengin kısmı.
Şekil 4’de sinterlenmiş Al4Cu ve Al4Cu2Mg alaşımlarına ait mikroyapılar görülmektedir. Magnezyum ilavesi ile
birlikte yapıda tane büyümesi görülürken tane sınırları da magnezyum ilavesiz numuneye göre daha belirgindir.
Magnezyum ilavesi aynı zamanda mikroyapıda tespit edilebilir belirgin şekilde porozitede artışa sebep olmuştur
(Şekil 5). Magnezyumun spinel faz oluşturarak alüminyum yüzeyindeki oksit tabakasını kırması dolayısıyla sıvı faz
oluşumunu kolaylaştırması ve tane sınırlarındaki sıvı faz miktarı artışıyla beraber daha kalın tane sınırları oluştuğu
düşünülmektedir.
583

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 4. Sinterleme işlemi sonrasında a)Al4Cu b) Al4Cu2Mg alaşımı.
Şekil 5. Üretilen alaşımların sinter sonrası % teorik yoğunluk değerleri.
Al4Cu numunesine ait çözeltiye alma sonucunda oluşan optik mikroyapı görüntüsü Şekil 6-a’da; taramalı elektron
mikroskobu görüntüsü ise Şekil 6-b’de verilmiştir. Şekil 6-a genel yapının görülmesi amacıyla en düşük büyütmede
(50X) çekilirken Şekil 6-b çökeltilerin ve gözenek büyüklüğünün daha iyi incelenmesi amacıyla yüksek büyütmede
alınmıştır. Şekil 6-a’da verilen numunede makro porozite görülmemektedir.
Şekil 6. Çözeltiye alma işlemi sonucu Al4Cu numunenin a) optik b) SEM görüntüsü
Şekil 6-b’de belirtilen noktalara ait EDS analiz sonuçları Tablo 3’de sunulmuştur. Yapıda görülen beyaz bölgelerin
demir ve bakırca zengin bölgeler olduğu görülmekle beraber özellikle demirce zengin bölgeler iğnemsi yapıda çökeltiler
oluşturmuştur. Al4Cu numunesinin çözeltiye alma sonrası çekilmiş XRD grafiğinde (Şekil 7) yapıda Al-Cu-Fe
intermetalik fazının oluştuğunu tespit edilmiştir.
584

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
tablo 3. Şekil 6-b’de belirtilen noktaların EDS analiz sonuçları.
Nokta
Al
Element (% ağ.)
Cu Fe
1 69,874 21,952 8,174
2 95,131 4,869 --
3 98,836 1,164 --
4 97,879 1,762 0,359
Şekil 7. Al4Cu numunenin çözeltiye alma sonrası XRD grafiği. (◊-Al 7 Cu 2 Fe, -Al)
Yapıda görülen demir tozların üretim safhasında ve safsızlık olarak gelmektedir. Demir θ fazı içinde çözünerek
Al 7 Cu 2 Fe fazını oluşturmaktadır. Bu faz mikroyapıda iğnemsi/çubuksu formda yer almaktadır (Şekil 6-b).
Al4Cu2Mg numunenin çözeltiye alma işlemi sonucu mikroyapısı Şekil 8’de verilmiştir. Magnezyum ilavesi ile birlikte
ilavesiz numuneye oranla en büyük fark olarak magnezyumun bütün mikroyapıda dağılması ve analiz yapılan noktalarda
bulunan oksijen dikkat çekmektedir (Tablo 4). Matris olarak ifade edilebilecek 1 numaralı nokta da dahil olmak
üzere analiz yapılan her noktada oksijen bulunmasının nedeni, yapıyı oluşturan elementlerin oksijene ilgisinin
yüksek olmasındandır. Bakır içeriğinin yüksek olduğu 3 ve 4 numaralı noktalarda demir içeriğinin de yüksek olması
XRD sonuçlarını (Şekil 7) doğrular niteliktedir.
Şekil 8. Al4Cu2Mg numunenin çözeltiye alma işlemi sonucu mikroyapı görüntüsü
tablo 4. Şekil 8’de belirtilen noktalara ait EDS elementel analiz sonuçları.
Nokta
Al
Element (% ağ.)
Cu Mg O Fe
1 84,133 1,342 2,714 11,811 --
2 92,121 1,366 1,725 4,788 --
3 43,621 17,346 3,440 32,280 3,311
4 43,617 17,539 3,091 28,664 7,088
Al4Cu2Mg numunesinin 24 saat yaşlandırma sonucu mikroyapı görüntüsü Şekil 9’da verilmiştir. Mikroyapı görüntülerine
göre tane sınırları belirgin olmakla beraber kimi noktalarda ikincil fazın daha belirgin olduğu dikkat çekmektedir.
Çözeltiye alma işlemi sonrasında çözeltiye alınamayan Al-Cu-Fe intermetaliğinin (Şekil 7) mikroyapıda
585

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
farklı renkte göründüğü tespit edilmiş olup tane sınırlarında yoğun olarak biriken bu fazın sertlik üzerinde olumlu bir
etkisi olsa da mekanik özellikler üzerinde olumsuz bir etkisinin olacağı düşünülmektedir. Bu fazın bakırca zengin
bölgelerde daha yoğun bulunduğu EDS analizi ile tespit edilmiş olup matris olarak ifade edilecek 1 ve 4 numaralı
noktalarda demir tespit edilmemesi bu fazı çözeltiye alınamadığı kanıtlar niteliktedir.
Şekil 9. Al4Cu2Mg numunenin 24 saat yaşlandırma sonucu görüntüsü.
tablo 5. Şekil 9’da belirtilen noktaların EDS analiz sonuçları
Nokta
Al Cu
Element (% ağ.)
Mg O Fe
1 96,667 1,865 1,468 -- --
2 43,917 39,113 1,976 11,201 3,792
3 96,242 1,481 2,277 -- --
4 91,216 1,293 1,566 5,925 --
Üretilen alaşımlara ait sertlik değerleri Tablo 6’a verilmiştir. Sonuçlara göre en yüksek sertlik değeri 24 saat yaşlandırılan
Al4Cu2Mg numunesinde elde edilmiştir. % 2 magnezyum ilavesi, alaşım sertliğinde hiçbir ısıl işlem olmadan
% 50 artış sağlamaktadır. Magnezyumun sinter kolaylaştırıcı etkisi ve yapıda ince bir şekilde dağılması bunun başlıca
sebebidir. Ayrıca magnezyum katkısı arttıkça yaşlanma için gerekli süre kısalmıştır. Elde edilen sertlik değerleri
literatürdeki benzer çalışmalardan daha yüksektir[11,12,13].
Alaşım
Sinter
tablo 6. Üretilen alaşımların sertlik değerleri
Çözeltiye
alma
Sertlik (HRB)
Yapay Yaşlandırma
6 saat 12 saat 24 saat 48 saat
Al4Cu 42,2 50,5 59,2 62,3 73,6 72,2
Al4Cu0.5Mg 44,0 53,8 86,2 81,6 92,4 94,3
Al4Cu1Mg 53,6 78,8 92,4 89,2 105,2 96,6
Al4Cu2Mg 62,2 97,7 111,1 110,5 118,12 101,8
4. Sonuçlar
Özetle bu çalışmada aşağıdaki sonuçlara ulaşılmıştır.
• Hammadde olarak kullanılan tozlardan safsızlık olarak gelen demir Al-Cu ile birleşerek Al7Cu
Fe intermetaliği
2
oluşturmaktadır ve bu intermetalik çözeltiye alma ısıl işlemi ile yapıda çözülememektedir.
• Al-Cu-Mg alaşımına eklenen mikro düzeyde magnezyum ile sertlikte yaklaşık %50 artış elde edilmiştir.
• Magnezyum ilavesi yaşlandırma ile sertlik kazanma kabiliyetini artırmaktadır.
• Magnezyum ilavesiz numunenin sertliği 6 saatlik yaşlandırma ile yaklaşık % 40’lık bir sertlik artışı sağlanırken,
aynı numuneye % 0,5 magnezyum ilavesi ile 6 saatlik bir yaşlandırma ile sağlanan sertlik artışı yaklaşık % 95’dir.
• En yüksek sertlik 118,2 HB ile k elde edilebilirkenen yüksek sertlik değerine te ulaşılmıştır. en % 2`lik magnezyum
katkısı yapılan numunelerin 24 saat yaşlandırılması ile elde edilmiştir.
• Alaşımlandırma ve ısıl işlem ile Al4Cu alaşımının sertliği % 179 artırılabilmektedir.
•
Silisyum ilavesinin % 1`e çıkarılması ile en yüksek sertliğe 6 saatte çıkılabilmektedir.
586

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
teŞekkÜr
Bu çalışma Sakarya Üniversitesi Bilimsel Araştırma Projeleri Komisyonunca desteklenmiştir (SAÜ-BAPK 2009-
50-02-020). Yazarlar, tozların teminindeki desteğinden dolayı Gürel Makina A.Ş. ve Magnezyum Metal’e teşekkür
eder.
KAYNAKLAR
1. İnternet Sitesi - European Powder Metallurgy Association- http://www.epma.com/New_non_members/structural_parts.htm
2. Lumley, RN., Sercombe, TB., Schaffer, GB., “Surface Oxide and the Role of Magnesium During the Sintering of
Aluminum”, metallurgical and materials transactions a, Vol. 30A, pp. 457-463, 1999.
3. Kondoh, K., Kimura, A.,Watanabe, R., “Effect of Mg on Sintering Phenomenon of Aluminium Alloy Powder
Particle”, Powder metallurgy, Vol. 44, pp. 161-164, 2001.
4. Gökçe, A., Fındık, F., Kurt, AO., ”Microstructural Examination and Properties of Premixed Al-Cu-Mg Powder
Metallurgy Alloy”, materials Characterization, Vol. 62, pp. 730-735, 2011.
5. MacAskill, IA., Hexemer Jr, RL., Donaldson, IW., Bishop, DP, “Effects of Magnesium, Tin and Nitrogen on the
Sintering Response of Aluminum Powder”, Journal of materials Processing technology, Vol. 210, pp. 2252-
2260, 2010.
6. Schaffer, GB., Sercombe, TB., Lumley, RN.,”Liquid Phase Sintering of Aluminium Alloys”, materials Chemistry
and Physics,Vol. 67,pp. 85–91, 2001.
7. Smith, WF., Mühendislik Alaşımlarının Yapı ve Özellikleri, Çeviri:Dr.Mehmet Erdoğan, Nobel Yayınları, Ankara,
2001.
8. Kyung, HM., Kang, SP., Lee, BH., Lee, JK., Kim, YD., “Liquid Phase Sintering of the Commercial 2xxx Series Al
Blended Powder”, Journal of alloys and Compounds, Vol. 419(1-2), pp. 290-293,2006.
9. Hall, BJ., Schaffer, GB., “Statistical Experimental Design of Al-Cu-Mg-Si P/M Alloys”, Journal of light metals,
Vol. 2(4),pp. 229-238, 2002.
10. Lefebvre, LP., Thomas, Y.,White, B., “Effects of Lubricants and Compacting Pressure on the Processability and
Properties of Aluminum P/M Parts”, Journal of light metals, Vol. 2(4), pp. 239-246, 2002.
11. Kent, D., Schaffer, GB., Drennan, J., “Age Hardening of a Sintered Al-Cu-Mg-Si-(Sn) Alloy”, materials Science
and engineering: a, Vol. 405(1-2), pp. 65-73, 2005.
12. Delgado, ML., Ruiz-Navas, EM., Gordo, E., Torralba, JM., Enhancement of Liquid Phase Sintering Through
Al-Si Additions to Al-Cu Systems, Journal of materials Processing technology, Vol. 162-163, pp. 280-285,
2005.
13. ...c. T Durmus HK., Meric C., “Age-hardening Behavior of Powder Metallurgy AA2014 Alloy”, materials and
Design, Vol. 28(3), pp. 982-986, 2007.
587

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
toz metalurJiSi YöntemiYle Üretilen ve mermer (DoĞal taŞ)
keSmeDe kullanılan keSiCi uçlara B 4 C ilaVeSinin etkilerinin
inCelenmeSi
kerim emre ökSÜz * , Mehmet ŞİMŞİR * , Yusuf ŞAHİN **
* Cumhuriyet Üniversitesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 58140, Sivas, Türkiye.
* Cumhuriyet Üniversitesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 58140, Sivas, Türkiye.
** Gazi Üniversitesi, Makine Eğitimi Bölümü, Teknik Eğitim Fakültesi,
Teknikokullar, 06500 Ankara/Türkiye
özet
Kesici takım malzemelerinde beklenen ortak özellikler; aşınma dayanımı, tokluk (en önemli takım malzemesi özelliğidir
ve aşınma direnci-tokluk ilişkisi takım kalitesini belirler) ve ekonomikliktir. Bu deneysel çalışmada elmas emdirilmiş
Fe-Co matrisli kompozitler toz metalurjisi yöntemiyle sıcak presleme tekniği kullanılarak üretilmiştir. B 4 C
takviyeli ve takviyesiz 2 farklı kompozisyona (farklı Fe/Co oranı) sahip numuneler hazırlanmış, 25 MPa basınç
altında ve 900 ºC derece sıcaklıkta sinterlenerek, B 4 C ve Fe takviyesinin etkisi araştırılmıştır. Kompozitlerin mekanik
özelliklerinin tespiti için sertlik ölçümü yapılmış ve aşınma deneyleri de farklı yük şartlarında pim-disk türü aşınma
deneyi cihazı aracılığı ile yapılmıştır. Deneysel sonuçlar; Fe ilavesi ile matrisin sertliğinin biraz azaldığını göstermiştir.
Fakat B 4 C takviye elemanının katılmasıyla matrisin sertliğinde artış görülmüştür. Kompozitlerin, (TEM) ve (EDS)
teknikleri ile karakterizasyon çalışmaları gerçekleştirilmiştir.
anahtar kelimeler: Toz Metalürjisi, Bor Karbür, Kompozit, Aşınma.
1. GiriŞ
Kesici takımlarının mikro yapısını belirleyen iki ana evre olan matris ile elmas ara yüzeyinde sinterleme koşullarında
kimyasal bir reaksiyon oluşması istenir ve bu reaksiyon, elmaslı kesici takımın ömrünü büyük ölçüde belirler [1].
Bu bağ reaksiyonun oluşumu metal tozlarının bileşimine, parçacık boyutuna ve dağılımına, gaz ortamının koruyucu
etkisine, sinterleme sıcaklığına, suresine ve basıncına bağlıdır. Bu şekilde mekanik bir bağın yanı sıra kimyasal bir
bağ da oluşturulmaya çalışılır [2].
Elmaslı kesici takımın başarılı bir şekilde üretilmesindeki en önemli parametrelerinden biri metalurjik ıslatmayla
matrise kuvvetlice bağlanan elmasların, oturma yüzeyinden koparak uzaklaşmaya karşı dirençli olmasıdır. Elmas
takımlarda kullanılan matris toz karışımlarının elmasları sağlam bir şekilde tutması gerekir [3].
Kesici takımın ömrü açısından elmaslar tamamen kaybolmadan veya elmaslarda hasar oluşturmadan metalik matris
optimum bir hız ile aşınmalıdır. Çok kolay bir şekilde aşınan matris, elmasların aşırı bir şekilde zayıflayarak
kaybolmasına yol açabilmekte, çok sert bir matris ise yüzeydeki elmasların bir sure sonra kesme yüzeylerini yitirmeleri
ve alttan da yeni kesici yüzeylerin çıkmaması neticesinde kesme işleminin kesintiye uğramasına neden
olabilmektedir. Kesilmesi amaçlanan doğal taşın öncelikle sertliği doğrultusunda matris bileşiminin ayarlanması
gerekmektedir [4].
Ülkemizin mermer rezervleri açısından zengin bir ülke olması düşünüldüğünde mermer ülkemiz sanayisi için önemli
bir sektör haline gelmiştir. Bu nedenle mermerin ve doğal taşların daha kaliteli ve daha ucuz bir şekilde işlenmesi
bu sektör açısından oldukça önemlidir [5–6]. Dünyada mermer ve doğal taşların kesimi su jeti ve lazer kullanmak
suretiyle ve daha birçok yöntemle yapılırken, ülkemizde en yaygın kullanılan yöntem dairesel elmas testereler ile
kesimdir. Testerenin imalatı, testerenin gövdesini teşkil eden dairesel çelik levhayla beraber kesme işlemini yapan
elmas soketlerin imalatından oluşur [7].Yapılan bu deneysel çalışmada toz metalurjisi yöntemi ile kesici uç üretilmesi,
üretilen kesici uçların mekanik özelliklerinin belirlenmesi, mikro yapı kontrolü ve endüstride uygulanabilirliğinin
araştırılması hedeflenmiştir.
588

2. DeneYSel çalıŞma
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2.1 numune Hazırlama
Elmas ve B 4 C katkılı MMC’ler toz metalurjisi yöntemi kullanılarak metal tozlarının belirli oranlarda karıştırılması ile
üretilmiştir. Matris dizaynında elmasları bir arada tutan bir bağlantı evresinden ve sinterleme koşullarında gözenekleri
kapatmaya yarayan ve kesme koşullarında hızla aşınarak talaş akma kanallarını oluşturan bir dolgu evresinden
yararlanılır. Bağlantı evresi için iyi ıslatan kobalt ve nikel veya ucuz olması nedeniyle demir gibi elementler ve
bu elementlerin kombinasyonlarından faydalanılır [8-9]. Dolgu evresi için genelde sinterleme koşullarında ergiyen
‘bronz’ veya ‘pirinç’ kullanılır. Doğal taş için standart matris dizaynı Co, Ni ve Cu-Sn tozları üzerinden yapılmaktadır.
Co ve Ni tozları -iyi ıslatma özellikleri doğrultusunda- elmas bağlayıcı evre olarak kullanılmaktadır. Cu-Sn katkısı
hem Cu ve Sn tozlarının karışımı halinde veya saf bronz tozu halinde olabilmektedir [8]. Yapılan bu çalışmada,
−40/+50 mesh elmas tozları, 75 µm’den küçük karbonil demir tozu, 85/15 mesh bronz tozu ve 10 µm’den küçük
B 4 C tozu kullanılmıştır. Üretilen kompozitlerin matris kompozisyonu, elmas konsantrasyon değeri ve B 4 C miktarları
Tablo 1’de verilmiştir.
tablo 1. Üretilen Kompozitlerin Özellikleri.
Kompozit
Kodlamaları
Matris Kompozisyonu, ağ. %
Fe Co Bronz
Elmas
Konsantrasyonu
B C (g) 4
C2 65 25 10 20 konsantrasyon -
C4 45 45 10 20 konsantrasyon -
B C ilaveli kompozitler
4
C B C 2- 4 65 25 10 20 konsantrasyon 0,15
C B C 4- 4 45 45 10 20 konsantrasyon 0,15
B 4 C ilaveli ve ilavesiz kompozitler 2 farklı kompozisyonlarda 24 x 10 x 10 mm boyutlarında (farklı Fe/Co oran)
üretilmiştir. LS4750 kodlu endüstriyel elmas tozu her bir sokette 20 konsantrasyon olacak şekilde kullanılmıştır.
(4,4 konsantrasyon/cm 3 yoğunluğundaki elmas tozları 100 konsantrasyon olarak ifade edilir). Fe - (25–45) ağ. %
Co, elmas ve B 4 C tozları (bor karbürsüz) 2 farklı grup olarak karıştırma işlemine tabi tutulmuştur. Karıştırma işlemi
45 derece eğimli Turbula Mixer karıştırıcı ile 45 dakika yapılmıştır. Tozların karışmasını kolaylaştırmak amacıyla,
karışımın homojen olması ve akışkanlığın ideal biçimde olması için % 2 glialkol (C 2 H 5 OH) (% 25 gliserin + % 75
alkol) eklenmiştir. Homojen bir şekilde karıştırılan metal tozları önceden hazırlanmış grafit kalıplara tartılarak yerleştirilmiştir.
Grafit kalıplara koyulan tozlar yüksek akım sayesinde, grafitte oluşan ısının etkisiyle sıcak presleme
yöntemiyle 900 ºC’de azot kontrollü atmosfer altında sinterlenmiştir. (Dr. Fritsch DSP 510 sıcak sinterleme presi).
Kompozit numuneler 25 MPa basınç altında sinterleme sıcaklığı olan 900 ºC’ye ısıtılılarak sinterlenmiştir. Şekil 1
uygulanan sinterleme rejim grafiğini göstermektedir.
Şekil 1. Kompozit numunelere uygulanan sinterleme rejim grafiği.
2.2 mekanik testler
Üretilen her bir kompozit malzeme için 5 ayrı noktadan 100 kgf kuvvet altında Brinell sertlik değerleri ölçülmüş ve ortalama
sertlik değerleri belirlenmiştir. Elmas katkılı soketlerin aşınma deneyleri pim-disk türü cihaz ile kuru ortamda
gerçekleştirilmiştir. Numuneler, disk yüzeyine dik bir biçimde cihaza monte edilmiştir. Abrasiv aşınma deneylerinde
numuneler ilk önce taşlama makinesinde çapaklarından arındırılmış ve temizlenmiştir. Daha sonra abrasiv aşınma
deneyleri tane boyut aralığı 88–74 mikron olan 180 numara silisyum karbür zımpara kullanılarak yapılmıştır. Aşınma
589

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
deneyleri; 8, 16 ve 24 N yük altında 48 m kayma mesafesinde, 1 m/s sabit hızda, oda sıcaklığında gerçekleştirilmiştir.
Üretilen kompozit numuneler aşınma miktarları; 0,0001 gr ölçme hassasiyetine sahip hassas bir teraziyle, deney
öncesi ölçülen ağırlıklarından deney sonrası tespit edilen ağırlıklarının çıkarılması ile bulunmuştur.
3. Sonuçlar Ve tartıŞma
3.1 Sertlik
Doğal taş kesimleri için sertlik elmas emdirilmiş kompozit malzemelerin kalitesini belirlemek için en sık kullanılan
parametrelerdendir. Bu sebeple sertlik testleri sinterlenmiş kompozit malzemelere uygulanmıştır. Tablo 2’de kompozit
numuneler için ölçülen Brinell sertlik değerleri gösterilmiştir. Deneysel sonuçlar; Fe ilavesi ile matris sertliğinin
azaldığını göstermiştir. Fakat B 4 C takviye elemanının katılması matrisin sertliğini artırmıştır. Maksimum sertlik değeri
B 4 C ilaveli ve ilavesi C 4 kompozisyonuna sahip numunelerde ölçülmüştür. Bu sonuçlar Co-Fe metalleri arasında
katı ergimenin gerçekleştiğini ve bununda sertlik artışına neden olduğunu göstermektedir [8–10].
tablo 2. Üretilen Kompozitlerin Sertlik (HBN) Değerleri
kompozitler HBn (ort.)
C2 – 65wt%Fe+25wt%Co+10wt%bronze, 20 konsantrasyon 90
C4 - 45wt%Fe+45wt%Co+10wt%bronze, 20 konsantrasyon 93
C2-B 4 C -65wt%Fe+25wt%Co+10wt%bronze, 20 konsant, 0.15 g B 4 C 97
C4-B 4 C - 45wt%Fe+45wt%Co+10wt%bronze, 20 konsant, 0.15 g B 4 C 99
3.2 aşınma testi
Sıcak presleme tekniği ile üretilen B 4 C katkılı ve katkısız kompozit malzemelerin aşınma testi sonunda aşınma kayıpları
Şekil 2’de gösterilmiştir. B 4 C katkısız kompozit numuneler için ilk tespit edilen, her bir numune için uygulanan
yük arttıkça aşınma kaybının arttığıdır. İkinci olarak tespit edilen kompozitlerdeki Fe miktarı artıkça aşınma kaybının
arttığıdır. 24 N yük uygulandığında C 4 kompozisyonuna sahip numunedeki aşınma miktarı 0,01535 gramdır. Bu değer
1,27 kat C 2 kompozisyonuna sahip numunedekinden daha azdır. Benzer tespitler B 4 C katkılı kompozit numuneler
içinde tespit edilmiştir. Sonuçta B 4 C katkısız kompozit numunelerde diğer B 4 C katkılı tüm kompozit numunelere
göre daha fazla aşınma kaybı olduğu gözlemlenmiştir. B 4 C malzemesi yüksek sertliğinden ötürü üretilen kompozit
malzemelerin aşınma direncine arttırma yönünde katkı sağlamıştır.
3.3 mikro yapı
Şekil 2. Aşınma testi sonundaki aşınma kayıpları.
Optik mikroskop kullanılarak üretilen kompozitlerin mikro yapıları belirlenmiştir. Zımparalama ve parlatma işlemlerine
tabi tutulan kompozit numuneler daha sonra amonyum persülfat ( 10 g (NH 4 ) 2 S 2 O 3 + 90 ml damıtık su ) çözeltisi
ile dağlanmıştır. Şekil 3a matrisin mikro yapısını göstermektedir. B 4 C’nin mikro yapısı B 4 C konsantrasyonu çok az
miktarda ve parçacık boyutu çok küçük (

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(a) (b)
Şekil 3. (a) Kompozit numunelerin mikro yapısı C 4 -B 4 C (400X). (b) Kompozit numunelerin EDX analizi C 4 -B 4 C.
4. Sonuçlar
• Yapılan bu deneysel çalışmada Co matriksli kompozitlere Fe ve B C ilavesinin etkileri araştırılmıştır. Elmas
4
emdirilmiş Fe-Co matriks kompozitler (soket ) sıcak presleme tekniği kullanılarak toz metalurjisi ile üretilmiştir.
• C4
ve C4-B C tip kompozitler kesilecek olan doğal taşında özelliğine de bağlı olarak taş kesiminde kullanılabi-
4
lir..
• Üretilen kompozitlere, Fe ilavesinin matriksteki sertliği düşürdüğü fakat B C ile güçlendirilmiş kompozitlerin
4
sertliğinin diğerlerine göre arttığı görülmüştür. B C ilaveli Fe-Co matriks kompozitlerin aşınma kayıplarının ila-
4
vesizlere daha az olduğu gözlemlenmiştir.
KAYNAKLAR
1. Karagoz, S., Zeren, M., “Characterisation of Hot Pressing Behaviour of Diamond Cutting Tools”, ınt. Pm Conf.,
Granada-İspanya, 4, 208-212, 1998.
2.
Karagoz S, Zeren M.,”The Property Optimization of Diamond Cutting Tools with the Help of Microstructural
Characterisation”, 3rd european Conference on advances in Hard materials Production, euroPm, Turin-
İtalya, 399-405,1999.
3. Bailey M.W. and Bullen G.J., “The de Beers sda Series of Diamond Abrasives and its Stability for the Stone
Industry”, eskenazi Semineri, 1-33, İstanbul, 1987.
4. Karagoz S, Zeren M.,”Sürekli Disk Tipi Elmaslı Kesici Takımlarda HataKarakterizasyonu”, 9. uluslararası metalurji
ve malzeme konf. Bildiriler kitabı, t.m.m.o.B. İstanbul, 517-525, 1997.
5. Gürçay, A.E., “Elmas Soketlerin Toz Metalurjisi ile Üretiminde Kobalt-Bronz Oranının Soket Özelliklerine Etkisinin
İncelenmesi”, Yüksek Lisans Tezi, Dumlupınar Üniversitesi F.B.e., 2005.
6. Karagöz, Ş., Zeren., M., “Doğal Taş Kesiminde Kullanılan Elmas Kesici Takımların Aşınma Karakteristiği”, ulus-
lararası katılımlı 4. ulusal toz metalurjisi konferansı, Düzenleyen: Türk Toz Metalurjisi Derneği, Ankara,
2002.
7. Zeren, M., “Elmas Kesici Takımlarda Mikroyapısal Karakterizasyon Üzerinden Özelliklerin Optimizasyonu”,
Doktora Tezi, kocaeli Üniversitesi F.B.e., 2005.
8. Ucun İ, Aslantas K, Büyüksagış İS, Taşgetiren S, “An Investigation on the Effect of Diamond Concentration and
Matrix Material Composition in the Circular Sawing Process of Granites”, Proceedings of the ınstitution of
mechanical engineers, Part C : Journal of Mechanical Engineering Science,1,1-11, 2010.
9. Barbosa, A., Bobrovnitchii, G., Skury, A., Guimaraes, R., Filgueira, M., “Structure, Microstructure and Mechanical
Properties of PM Fe-Cu-Co Alloys”, Materials and Design, 31,522-526,2010.
10. Şimşir, M., Öksüz, K.E., Şahin, Y., “Investigation of the Wear behavior of B4C Reinforced Fe/Co Matrix Composites
Produced by Hot Pres”, ınternational Conference on the mechanical Behavior of materials, Como
Lake, Italy, 5-9 June, 2011.
591

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
mo, ni ve Cu katkılı Fe eSaSlı t/m alaŞımınDa aŞınma DirenCini
etkileYen Parametrelerin DeneYSel Ve iStatiStikSel
Yöntemlerle inCelenmeSi
Serkan özel*, Nusret BOZKURT** ve İlyas SOMUNKIRAN***
*Bitlis Eren Üniversitesi, Mühendislik ve Mimarlık Fakültesi, Makina Mühendisliği Bölümü, 13000, Bitlis,
sozel@beu.edu.tr
**Bitlis Eren Üniversitesi, Mühendislik ve Mimarlık Fakültesi, İnşaat Mühendisliği Bölümü, 13000, Bitlis,
nbozkurt@beu.edu.tr
***Fırat Üniversitesi, Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, 23119, Elazığ, ilyass@firat.edu.tr
özet
Bu çalışmada, Toz Metalurjisi (T/M) yöntemiyle üretilen Mo, Ni ve Cu katkılı Fe esaslı toz alaşımı üzerinde aşınma
deneyi uygulanmış ve aşınma direncine etkili olan deneysel parametreler Taguchi yöntemi kullanarak incelenmiştir.
Argon gazı atmosferinde Fe esaslı toz alaşımı preslemeden sonra 30 dk süre ile 1000, 1050, 1100, 1150 ve 1200
o C gibi farklı sıcaklıklarda sinterlenmiştir. Farklı sinterleme sıcaklıklarına sahip numuneler 20 N yük altında adhasif
aşınma deneyine tabi tutulmuştur. Çalışmada L 25 (5 2 ) Taguchi ortogonal dizi ile deney tasarımı gerçekleştirilmiştir.
Deneysel parametrelerin (sinterleme sıcaklığı, kayma mesafesi) aşınma direnci üzerindeki önem seviyesini belirleyebilmek
için istatistiksel metotlardan ANOVA ve F-test uygulanmıştır. İstatistiksel analiz sonuçları deneysel
çalışma sonuçlarını destekleyerek, Fe esaslı toz alaşımında artan sinterleme sıcaklığının aşınma direncini arttırdığı
belirlenmiştir.
anahtar kelimeler: T/M, Sinterleme, Aşınma, Taguchi, ANOVA.
tHe ınVeStıGatıon WıtH eXPerımental anD StatıStıCal
metHoDS oF ParameterS aFFeCtınG Wear reSıStanCe oF
Fe BaSeD P/m alloY aDDeD mo, ni ve Cu
aBStraCt
In this study, wear test was carried out on dust alloy based Fe containing Mo, Ni and Cu additives produced with
Powder Metallurgy (P/M) method, and experimental parameters affecting on wear resistance were investigated
using Taguchi method. In the argon gas atmosphere, Fe based dust alloy was sintered in different temperatures of
1000, 1050, 1100, 1150 and 1200°C with duration of 30 mins after pressed. The samples having different sintering
temperatures were subjected to adhesive wear tests under 20 N load. In the study, experimental design is made up
with L 25 (5 2 ) of Taguchi orthogonal series. ANOVA and F-test of the statistical analysis methods were used in order
to determine the importance level of the experimental study parameters (sintering temperature and wear distance)
on wear. Statistical analysis results supported the experimental study data and showed that the abrasion resistance
increased with the increasing of the sintering temperature in the powder alloy including Fe.
keywords: P/M, Sintering, Wear, Taguchi, ANOVA.
592

1. GiriŞ
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Toz Metalurjisi (T/M) yöntemi, hassas metal parçalarının üretiminde kullanılan çok gelişmiş bir yöntemdir. Bu yöntemin
temel adımları, elementel tozların karıştırılması, sıkıştırılması ve sıkıştırma sonrası toz partiküllerinin birleşmesi
için sinterleme işleminin uygulanmasıdır. Günümüzde T/M yöntemiyle parça üretimi çok yaygın olarak kullanılmakta
ve giderek bilinen üretim yöntemlerine alternatif olmaktadır. İleri bir imalat yöntemi olan T/M, teknolojik malzemelerin
üretilmesine çok uygun, küçük parçaların çok sayıda ve ekonomik üretimini sağlayan bir yöntemdir. Toz metalurjisinin
amacı, metal ve metal alaşımların tozlarını ergitmeden, basınç ve sıcaklık yardımıyla, dayanıklı cisimler
haline getirmektir. Sinterleme ise ergitmenin yerini tutmakta ve kullanılan metal tozunun ergitme sıcaklığının altındaki
bir sıcaklıkta yapılan bir ısıl işlemdir [1, 2, 3]. T/M yöntemi, otomotiv endüstrisinde kullanılan özellikle yapısal
parçalar, dişli, piston, bağlantı çubukları gibi ağır parça uygulamalarında önemli rol oynamaktadır. Son yıllarda, T/M
çelik parçalara üretim maliyetinin azalması nedeniyle talep artmıştır. Buna bağlı olarak, otomotiv endüstrilerinde
kullanılan büyük parçalar, toz metalurjisi ile üretilmektedir [4]
Toz metalurjisi yöntemi kullanılarak üretilen demir esaslı molibden, nikel, bakır ve karbon ilaveli toz alaşımları
yüksek mukavemet ve tokluk sağlanması amacıyla geliştirilmiştir. Demir esaslı toz metal malzemeler yüksek aşınma
dayanımlı motor ve şanzıman sisteminde, otomotiv endüstrisinde geniş uygulama alanı bulmuştur [5, 6]. Fe
esaslı toz alaşımlarında, Mo ilavesi katı çözelti yaparak mukavemeti, dolayısıyla bu alaşımlarda sertleşebilirliği
arttırmaktadır. Diğer yandan Mo elementi, karbon elementi içerisinde çözündüğünde, malzemenin sertleşebilirliğini
arttırmaktadır. Aynı zamanda Ni elementi ile birlikte bulunduğunda aşınma dayanımını da arttırmaktadır [7]. T/M ile
üretilen çelik malzemelerin sinterlenmesinde sıvı faz ve sertlik arttırıcı olarak Cu tozu ilave edilmektedir. % 1-2 bakır
ilaveli alaşımlar büyük boyuttaki parçaların üretiminde kullanılır. Ni ilavesi ile bakırın oluşturduğu boyutsal değişmeleri
azaltılabilmektedir. % 2,5 Ni tozu ilavesi ise çekme dayanımı artırmaktadır [8].
Mühendislik bilimlerinde deneysel çalışma sonuçlarının istatistiksel metotlarla analizinin yapılarak doğruluğunun
teyit edilmesi ya da sonuçların optimize edilmesi çalışmaları yaygın olarak yapılmaktadır. Sakarya ve Göloğlu [9]
çalışmalarında, Taguchi yöntemini kullanarak cep işlemede kullanılan takım yolu hareketlerinin ve kesme parametrelerinin
yüzey pürüzlülüğü üzerindeki etkilerini araştırmışlardır. Tosun ve Cogun [10], kablo kaplama üzerine yaptıkları
çalışmada istatistiksel metodlardan ANOVA’yı kullanmışlardır. Bozkurt ve Yazıcıoğlu [11], hafif beton tasarımı
üzerine yaptıkları çalışmada kullanılan katkı tipinin ve uygulanan farklı kür sürelerinin beton özellikleri üzerindeki
etkilerini deneysel ve istatistiksel yöntemler ile araştırmışlardır.
Bu çalışmada, T/M yöntemiyle üretilen Mo, Ni ve Cu katkılı Fe esaslı toz alaşımına farklı sinterleme sıcaklıkları
uygulanmış ve elde edilen numunelere aşınma deneyi yapılarak aşınma direncine etkili olan deneysel parametreler
Taguchi yöntemi ile incelenmiştir.
2. DeneYSel çalıŞmalar
Bu çalışmada kullanılan Fe esaslı Mo, Ni, Cu toz alaşımı, toz atomizasyon yöntemiyle üretilmiştir. Tablo 1’de bu toz
alaşımına ait kimyasal analiz sonuçları görülmektedir.
tablo 1. Fe esaslı Mo, Ni, Cu toz alaşımının kimyasal analizi
mo ni Cu C Fe
% 0.50 % 4.04 % 1.50 % 0.01 Kalan
Fe esaslı Mo, Ni, Cu toz alaşımı, 600 MPa basınç altında tek eksenli preste basma kuvveti ile preslenmiştir. Preslenen
numuneler argon gazı ortamında 1000 o C, 1050 o C, 1100 o C, 1150 o C ve 1200 o C sıcaklıklarda 30 dakikalık
sürelerde sinterlenmiştir. Mikroyapı incelemeleri için numunelerin yüzeyleri metalografik numune hazırlama aşamalarından
geçirilmiştir. Numunelere uygulanan block on ring tip adhesif aşınma deneyi, aşındıcı olarak 32 mm
çapındaki yüzeyi honlanmış AISI 9840 çeliği kullanılarak, 20N’luk yükte, 100-500 m. kayma mesafesinde, 0,15 m/
sn kayma hızında farklı sürelerde gerçekleştirilmiştir. Aşınma miktarları tespitinde, aşınma öncesi ve sonrası 10 -5 gr.
ağırlığa duyarlı Scaltec marka elektronik terazi kullanılarak, kütle kaybı belirlenmiştir.
2.1. istatistiksel analiz
Bu çalışmada, deney parametrelerinin sonuçlar üzerindeki önem derecelerini istatistiksel olarak görebilmek için L 25
(5 2 ) Taguchi ortogonal dizi tasarımı kullanılmış ve ANOVA ile F-test metotları uygulanmıştır. Hesaplanan F değeri-
593

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
nin büyük olması deney parametrelerindeki değişkenliğin performans karakteristikleri üzerinde büyük bir değişime
neden olduğu anlamına gelmektedir [10, 12, 13].
ANOVA metodunda deneysel değerler ile arzu edilen değerler arasındaki sapmayı hesaplayabilmek için bir kayıp
fonksiyon kullanılmıştır. Bu kayıp fonksiyon daha sonra bir sinyal-gürültü (S/G) oranına dönüştürülmüştür. Karakteristik
tipine bağlı olarak üretilen farklı sinyal-gürültü oranları vardır [13]. Toz alaşımının yüksek performansa sahip
olması, mekanik ve fiziksel bazı karakteristik özelliklerinin yüksek olması ile belirlenebilir. Bu çalışmada fiziksel
anlamda daha az aşınma kaybı daha iyi karakteristiğe sahip malzemeyi işaret ettiği için “Daha Küçük Daha İyidir
(Smaller is Better:SB)” kayıp fonksiyonu kullanılmıştır. Bu kayıp fonksiyona ve sinyal-gürültü oranına ilişkin formüller
aşağıda verilmiştir:
S/Gij=-10log (Lij) (2)
Burada Lij, j.deneydeki i. performans karakteristiğinin kayıp fonksiyonu ve S/G ise sinyal-gürültü oranıdır. n denemedeki
testlerin sayısını, y ise k. test j. denemedeki i. performans karakteristiğinin deneysel değerini ifade etmektedir.
Sinyal-gürültü oranlarının hesaplanması için kullanılan deney kontrol parametreleri ve bunlara ilişkin seviyeler
Tablo 2’de verilmiştir.
tablo 2. Kontrol faktörleri ve seviyeleri
Seviye 1 Seviye 2 Seviye 3 Seviye 4 Seviye 5
Sıcaklık (°C) 1000 1050 1100 1150 1200
kayma mesafesi (m) 100 200 300 400 500
3. Sonuçlar Ve tartıŞma
Presleme sonrası farklı sıcaklıklarda sinterleme işlemine tabi tutulan numunelerin Şekil 1’de verilen SEM fotoğrafları
incelendiğinde, bakırın ergime derecesine bağlı olarak 1000 o C sıcaklıkta sıvı faz sinterlemesinin meydana gelmediği,
artan sıcaklıkla beraber (1150 o C ve 1200 o C) numune için gerekli olan sıvı faz sinterlemenin gerçekleştiği
görülmektedir. Bakır sıvı faza geçerek tane sınırlarına doğru ilerlemiştir.
(a) (b)
(c) (d)
594
(1)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(e)
Şekil 1. Farklı sinterleme sıcaklıkları sonrası numunelerin SEM mikroyapı resimleri a)1000 o C b) 1050 o C
c) 1100 o C d) 1150 o C e)1200 o C
3.1. Deneysel aşınma Değerlerinin irdelenmesi
20 N yük altında yapılan aşınma deneyi sonucunda elde edilen değerler Şekil 2’deki grafikte verilmiştir. Grafik incelendiğinde
en fazla aşınma kaybının, en az sinterleme sıcaklığına sahip numunede gerçekleştiği görülmektedir.
Aşınma miktarı sinterleme sıcaklığının artması ile düşmüştür. Sıvı faz sinterlemesinin gerçekleştiği 1150 ve 1200 o C
sinterleme sıcaklığına sahip numunelerde aşınma miktarı düşmüştür. Sıvı fazın oluşması ile eriyen bakırın taneler
arasında sıvı faz oluşturması, Cu’ın bağlayıcılık görevi görmesi ve tane içlerine doğru difüzyonu ile taneler arası
bağı güçlendirmesiyle, yüksek performansta parça üretimi sağlanabilmektedir.
Şekil 2. Farklı sıcaklıklarda sinterlenen numunelerin 20N yük altındaki ağırlık kaybı-mesafe ilişkisini
veren aşınma grafiği.
(a) (b)
Şekil 3. a)1000 o C sıcaklıkta sinterlenen, b) 1200 o C sıcaklıkta 30 dk. sürede sinterlenen numunelerin aşınma
yüzey fotoğrafları.
Aşınma yüzey fotoğraflarına bakıldığında (Şekil 3-a) 1000 o C’de sinterlenen numunenin aşınma izlerinin derin olduğu
görülmektedir. Şekil 3-b’de görülen ve 1200 o C sıcaklıkta sinterlenen numuneye ait aşınma yüzey fotoğrafında
ise aşınma izlerini 1000 o C’deki numuneye göre daha az derinliğe sahip olduğu görülmektedir. Buda bize aşınma
grafiğinde verilen en az aşınma değerinin 1200 o C’deki numuneye ait olduğunu desteklemektedir.
595

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.2. istatistiksel Sonuçların irdelenmesi
Bölüm 2’de belirtilen deney kontrol parametreleri için hesaplanan S/G oranları Tablo 3’de verilmiştir. Bu tabloda
deney parametrelerinin etkisinde sonuçları maksimum yapan seviyeler işaretlenmiştir. Ayrıca sonuçların daha iyi
yorumlanması için bu değerler kullanılarak Şekil 4’te toz alaşımının aşınma kaybı özelliğine ilişkin etki grafiği verilmiştir.
S/G oranları temel alınarak oluşturulan Şekil 4 ve varyans analizi tablosundan (Tablo 4) toz alaşımının karakteristik
özelliklerinin farklı sinterlenme sıcaklıklarından ve kat edilen kayma mesafelerinden etkilenmiş olduğu istatistiksel
olarak ortaya konularak deneysel çalışma bulguları doğrulanmıştır. Kat edilen kayma mesafesinin artışı (100
m’den 500 m’ye artması) ile aşınma kaybında artış görülmesi beklenen bir sonuçtur. Bunun yanında bu istatistiksel
çalışma ile sinterlenme sıcaklılığında farklılığın olması, aşınma kaybında deney sonuçlarını etkileyen önemli bir
değişken parametre olduğu ortaya konulmuştur. ANOVA tablosu incelendiğinde sinterlenme sıcaklığının farklılık
göstermesi ile bu etkinin toz alaşımının karakteristik özelliği üzerinde kayma mesafesi kadar olmasa da öneme
sahip olduğu görülür.
tablo 3. Faktör seviyelerinin S/G oranları
aşınma kaybı
Seviye 1 Seviye 2 Seviye 3 Seviye 4 Seviye 5
Sıcaklık 41,57 43,00 45,58 46,24 47,72*
mesafe 57,92* 45,58 41,39 39,98 39,25
*Deney sonuçlarını maksimum yapan seviyeler
kontrol parametreleri ve seviyeleri
Şekil 4. Aşınma kaybı için deneysel parametrelerin S/G oranı grafiği.
Şekil 4 incelendiğinde, sıcaklığın artması ile eğimin arttığı, mesafenin artması ile ise eğimin azaldığı görülmektedir.
Hesaplanan S/G oranı değerlerine göre oluşturulan bu etki grafiği, sinterlenme sıcaklığının artması ile toz alaşımının
bir karakteristik özelliği olan aşınma kaybında minimizasyonun; kat edilen mesafenin artması ile bu karakteristik
özellikte maksimizasyonun (aşınma kaybı artışının) olduğunu ortaya koymaktadır.
tablo 4. Aşınma kaybı için varyans analizi (ANOVA) tablosu
kontrol Faktörü
Serbestlik
Derecesi
kareler
toplamı
Varyans F P
Sıcaklık 4 127 31,2 3,9 0,021
kayma mesafesi 4 1191 297,8 37,6 0,000
Hata 16 125 - - -
toplam 24 1443 - - -
Tablo 4 varyans analizi sonuçlarını ve buna bağlı olarak hesaplanan F-test ve P-değeri (önem-anlamlılık değeri) sonuçlarını
göstermektedir. Aşınma deneylerinde kayma mesafesinin ağırlık kaybına olan etkisi bilinmektedir. Aşınma
kaybı üzerinde deney parametrelerinden “kayma mesafe”nin, 297.8 varyans değeri, 37.6 F-test değeri ve 0 P-değeri
ile en büyük etkiye sahip olduğu istatistiksel analiz sonucunda da ortaya koyulmuştur. “Sıcaklık” parametresinin
ise varyans analizi değeri ve F-test değerinin üzerinde anlamlı bir etkiye sahip olduğu P-değerinin 0.5 limitinden
düşük olması sonucundan anlaşılmaktadır.
596

4. Sonuçlar
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
- Farklı sinterleme sıcaklıklarına sahip numunelerin mikroyapılarında değişiklikler gözlenmiştir.
- 1150 o C ve 1200 o C sıcaklıklarda sinterlenen numunelerde sıvı faz sinterlenmesi gerçekleşmiştir.
- Aşınma miktarı en fazla 1000 o C’de sinterlenen numunede, ez az aşınma miktarı ise 1200 o C’de sinterlenen numunede
gerçekleşmiştir.
- Deneysel çalışma sonuçları ile istatistiksel çalışma sonuçları birbirini destekler nitelikte elde edilmiştir.
- İstatistiksel çalışma sonucunda kayma mesafesinin artması ile aşınma kaybının arttığı, sinterlenme sıcaklığının
arttırılması ile aşınma kaybında azalma olduğu görülmüştür.
KAYNAKLAR
1. Narayanasamy R., Ramesh T., Pandey K.S., “Workability studies on cold upsetting of Al–Al 2 O 3 composite material”,
materials and Design, Vol. 27, 7, pp. 566-575, 2006.
2. Oğuz Ş., Öztürk Z., Uzun E., Kurt A., Boz M., “Gaz Atomizasyonu Yöntemi İle Kalay Tozu Üretiminde Gaz Basıncının
Toz Boyutu ve Şekline Etkisi”, 6th ınternational advanced technologies Symposium (ıatS’11), s.
565-568, Elazığ, 2011.
3. Somunkıran İ., Balın A., “Sıcak Presleme Tekniğiyle Üretilen Co Esaslı Co-Cr-Mo Toz Alaşımında Presleme
Sıcaklığının Mikroyapı Üzerine Etkisi”, 6th ınternational advanced technologies Symposium (ıatS’11), s.
223-228, Elazığ, 2011.
4. H.Khorsand, S.M.Habibi, H.Y oozbashizadea, K.Janghorban, S.M.S.Reihani, H.Rahmani Serajib, M.Ashtari,
“The role of heat treatment on wear behavior of powder metallurgy low alloy steels”, materials and Design,
Vol. 23, pp. 667–670, 2002.
5. Somunkıran İ., Özel S., “Fe Esası Toz Alaşımında Sinterleme Sıcaklığının Aşınma Direncine Etkisi”, 10. uluslararası
malzeme Sempozyumu, s. 153-157, Denizli, 2006.
6. Fujiki A., “Present State and Futureprospects of Powder Metallurgy Parts For Automotive Applications”, materials
Chemistry and Physics, Vol. 67, pp. 298-306, 2001.
7. Özgün Ö., “Toz Metalurjisi İle Üretilen Alaşımlı çeliklerin Mikroyapi ve Mekanik Özellikleri”, Sakarya Üniversitesi
Fen Bilimleri enstitüsü, Yüksek Lisans Tezi, 2007.
8. Salak A., ”Ferrous Powder Metallurgy”, ISBN:1898326O37, Cambridge ınternational Science Publishing,
England, 1995.
9. Sakarya N. ve Göloğlu C., “Taguchi Yöntemi ile Cep İşlemede Kullanılan Takım Yolu Hareketlerinin ve Kesme
Parametrelerinin Yüzey Pürüzlülüğüne Etkilerinin Belirlenmesi”, Gazi Üniv. müh. mim. Fak. Der., 21, 4, s.
603-611, 2005.
10. Tosun N., Cogun, C., “An investigation on wire wear in WEDM”, Journal of materials Processing technology,
Vol. 134, pp. 273-278, 2003.
11. Bozkurt N. ve Yazıcıoğlu S., “Sürdürülebilir Taşıyıcı Hafif Beton Tasarımı ve Mekanik Özelliklerinin Araştırılması”,
uluslararası Sürdürülebilir Yapılar Sempozyumu (ıSBS), Ankara, 2010.
12. Tosun N. and Ozler, L.,”Optimisation for Hot Turning Operations with Multiple Performance Characteristics”, the
ınternational Journal of advanced manufacturing technology, No 23, pp. 777-782, 2004.
13. Ross P.J.,”Taquchi Tecniques for Quality Engineering”, McGraw-Hill, 2nd Edition, New York, 1996.
597

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
COMPACTION
www.turkishpm.org
598

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
on tHe SeVere PlaStıC DeFormatıon oF SıntereD StruCtural
SteelS BY ConStraıneD GrooVe PreSSınG
Viorica CHerteS, Radu L. ORBAN, Ioan VIDA-SIMITI, Liviu BRÂNDUŞAN
Technical University of Cluj-Napoca,
103-105 Muncii Blv., Romania, chertes@gmail.com
aBStraCt
The possibilities of Severe Plastic Deformation (SPD) application to improve mechanical properties of sintered
structural steels are investigated. Among the known SPD variants, Constrained Groove Pressing (CGP), was selected
as it keeps the part shape and precision. It consists in part repressing in a die of similar cavity but a little larger
cross section, producing both compression and shear stresses with pore closing and microstructure refining. The
effects of compacting and sintering parameters and of re-pressing pressure, on the final density, microstructure and
hardness of sintered parts processed from Distaloy AE powder by cold die compaction/sintering is presented.
keywords: Powder Metallurgy, Severe Plastic Deformation, Mechanical Properties.
1. ıntroDuCtıon
The extending of Powder Metallurgy (PM) application, as a clean, productive and cost-effective technology to
a wider range of structural parts fabrication is still limited by its known drawback of the inherent porosity, which
diminishes mechanical properties in comparison with those of their wrought counterparts with the same chemical
composition [1]. An intensive research activity is worldwide performed to overcome this drawback. Powders with
improved compressibility, more efficient compaction lubricants, die wall lubrication, new compaction technologies
like warm and high velocity compaction, more efficient sintering and post sintering treatment technologies like high
temperature sintering and sinter-quenching have been developed [2]. Even though all these have brought a notable
progress, it is not yet at the expectations and, consequently, intensive researches are still underway [3].
A method of a high potential to notable reduce porosity of sintered parts and even to refine their microstructure,
improving on these ways mechanical properties, is Severe Plastic Deformation (SPD) [4]. In spite of its proved
potential to lead to the obtaining of sub-micron or even nanocrystalline structures in bulk metallic materials and,
implicitly, to improved mechanical properties, there is a very little information on the SPD application to sintered
structural materials, most of them referring to the green compact advanced consolidation by the most investigated
SPD variant - Equal Channel Angular Pressing (ECAP). So, K. Xia et al. [5] revealed that significantly increased
density, while N. Harrison et al. [6] that also smaller grain sizes and improved hardness values can be achieved
by this method. However, although it is expected that ECAP can be also applied to sintered materials, being, in
fact, an extrusion process, can not be applied to the near-net shape part obtaining. For this purpose, J. Asami et
al. investigated die compaction at 2000 MPa for sintered structural parts [7], proving the possibility of SPD application
to the near-net shape green part obtaining, of which sintering leads to mechanical strength equivalent to that
of full dense compacts. So, they have established that higher green densities, up to 7.6 g/cm 3 and a fine-grain
microstructure can be achieved on this way. Furthermore, these properties can be controlled without difficulty, by
selecting the SPD degree of deformation and applied pressure. But, it was not found any published information
concerning SPD application directly to the obtaining of near-net shape sintered parts. Consequently, this possibility
has been considered in the present research with reference to the most used materials in sintered structural part
fabrication - low alloy steels. By analyzing the known SPD variants {Equal Channel Pressing (ECAP), Constrained
Groove Pressing (CGP), Differential Speed Rolling (DSR) etc.}[4], one was established that the most appropriate
for sintered parts is CGP, as it keeps the part shape and assures the obtaining of the required precision. It consists
in part repressing in a die of a similar shape cavity but of a little higher cross section, producing both compression
599

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
and shear stresses with pore closing and microstructure refining. Consequently, it was adopted in this research.
The effects of cold die compacting and sintering parameters in Endo-gas and of re-pressing pressure, on the final
microstructure, density, hardness, ultimate tensile strength and elongation of structural parts obtained from Distaloy
AE powder were investigated and are presented.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
Höganäs Distaloy AE powder low alloyed with Cu, Ni and Mo [8] has been uniaxially compacted at different compacting
pressures (200, 400, 500, 600 and 700 MPa) to cylindrical samples of a diameter of 9,24 mm (cross section
area, S 0 = 67.06 mm 2 ) and a height of 8 mm, in a pressing tool with floating die, with die wall lubrication. Beside
these cylindrical samples for density determination, three tensile test samples (ISO 2740:2009) have been realized
but only at a compacting pressure of 700 MPa. All these green samples were sintered in industrial conditions, in a
belt sintering furnace, at 1120 0 C, in endogas with a dew point of -40 0 C for 40 min, followed by cooling in the waterjacket
cooling zone of the sintering furnace (cooling rate ~30 0 C/min).
In agreement to the selected CGP variant of SPD, the die re-pressing with transverse deformation of material (Fig.
1) [1] has been adopted in the experimental researches.
Figure 1. Principle of die compaction with transverse deformation of material [1].
According to the Theory of Plastic Deformation of Metallic Materials [9], even to a compression applied stress,
shear stresses also appear in the transverse directions, leading to material deformation both by compression and
by shear. In the case of porous materials, this results in the pore flattening and can lead to their wall cold welding
under the applied pressure. Therefore, after their density and hardness determination by the Archimedes’ method
(ISO 2738:1999/ASTM B962) and Rockwell B method (ISO 6508-1:2005/ASTM E18 respectively, all the cylindrical
samples were re-pressed in a rigid die of the same shape as the initial sintered compacts but having a higher area
of the cross section, i.e. diameter of 11,28 mm (cross section area, S 1 = 100 mm 2 ), respectively with a degree of
transversal deformation, δ tr ≈33 % with pressures of 1400 1600 and 1800 MPa and die wall lubrication using the
same lubricant as to the initial pressing, without annealing between the initial pressing and re-pressing. To avoid the
die crack, it has been consolidated with a 205Cr115 high strength steel (ASTM A-120) clamping ring. Three cylindrical
samples were realized in the above mentioned conditions for each compacting pressure, respectively adopted
re-pressing pressure (i.e. a total of 36 samples). However, as the construction of a die of a higher cross section
than of the standard one and also its consolidation was more difficult, for the test samples re-pressing was adopted
the same die as for their compaction and only one re-pressing pressure, respectively 1200 MPa. To accomplish
the condition of sample transversal deformation during re-pressing in the same die as for compaction, beside their
cross section reduction by shrinkage at sintering, a supplementary reduction has been realized by uniform grinding
along to contour with a cutting depth of 0.86 mm, to assure a transverse deformation degree as that adopted for
cylindrical samples ~33%).
The re-pressed cylindrical samples were characterized by density and hardness determination in the same way as
before re-pressing, and also by their microstructure optical examination, after etching with Nital 3%, on an Olympus
50x – 1000x inverted metallurgical metallographic microscope with USB digital JPG image camera, while both assintered
and re-pressed tensile samples were subjected to tensile test at room temperature, in conditions of the
above mentioned ISO 2740:2009 with a loading speed 1 mm/min, on universal testing machine Sun 5, with stress
– strain diagram recording.
3. RESULTS AND DISCUSSION
Metallographic investigation was performed for revealing the correlation between microstructure – compacting and
re-pressing pressures. As can be seen in Figure 2, presenting, for the lack of space, only typical microstructure of
600

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
the re-pressed samples, a dense microstructure with fine grains, oriented toward the main direction of plastic deformation
(by shearing) have been formed, while porosity has been almost totally eliminated, being much lower than
of the sintered samples without re-pressing. Certainly, it depends upon the re-pressing pressure, but also upon the
initial density and, intricately, by the compacting pressure.
Figure 2. Typical microstructure of the re-pressed at 1800 MPa sample, initially compacted at 700 MPa.
Etching: Nital 3%.
The correlation between density, D – compacting pressure and re-pressing pressure, P, for the same degree of
transversal deformation is graphically presented in Figure 3. For better reflecting the effect of re-pressing pressure
on the densification process, on the right Y axis of the graph has been represented the Compactness, C, i.e.
Figure 3. Effect of re-pressing pressure on the density, D and compactness, C of sintered compacts for the used
compacting pressures.
Relative density values - established in respect to the theoretical density of Distaloy AE material, calculated taking
into consideration its composition {(Cu – 1.5%, Ni – 4.0%, Mo – 0.5 %, Fe – balance (94.0 %)}[8] and density of
components respectively. As can be seen, by the common PM route of cold compaction and sintering (0 value of
re-pressing pressure on diagram), the obtained density values are in the limits provided by the Distaloy AE powder
producer, Höganäs AB co. [8], proving that these operations occurred normally. Instead, as expected, a notable
increasing of density, respectively of compactness, occurred by re-pressing. Certainly, the highest density (points
filled with the same color)/compactness (points filled in yellow) values have been obtained for the highest repressing
pressure (1800 MPa) and for the highest compaction pressure used in the green compact preparation (700
MPa), but well above 90 % relative densities have been also obtained for the re-pressing pressure of 1600 MPa and
even of 1400 MPa and for the compacting pressures of 600 MPa and even of 400 MPa.
601

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 4. Effect of re-pressing pressure on the compactness of sintered compacts increasing for the used
compacting pressures.
All these findings prove that the method can be applied at the industrial scale as 1600 and 1400 MPa re-pressing
pressures can be easier adopted than 1800 or, certainly, than 2000 MPa above mentioned as adopted by J. Asami
et al. in their research [7], while 600 and 400 MPa compacting pressures are more often used than 700 MPa in the
sintered structural part fabrication to prevent excessive wear of tools [1].
To evaluate repressing behavior and the work hardening introduced by the re-pressing of sintered samples without
their intermediate annealing – advantageous from the cost point of view – the compactness increasing as a function
of the re-pressing pressure has been calculated and also the main mechanical properties were determined.
So, in Figure 4 is presented the compactness increasing as a function of re-pressing pressure for all the used compacting
pressures. Certainly, the increasing of this characteristic by re-pressing is as high as re-pressing pressure
is higher. However, on the first view, it appears somewhat surprising that the maximum compactness increasing
doesn’t occur for the maximum used compacting pressure (700 MPa), but, on the contrary, it has the smallest values.
This is an indubitable proof that, at re-pressing, densification occurs mostly by the pore elimination as a result
of the above-mentioned shear and cold welding processes and samples compacted with 700 MPa already have the
smallest porosity (< 10 %, see Fig.3) among all the samples.
Hardness and tensile rupture strength of the re-pressed samples are sensitive properties which can portray the
amount of pore closing and of cold hardening during re-pressing without an intermediate annealing process. For
the lack of space, in Figure 5 is presented hardness variation with re-pressing pressure only for samples compacted
with 700 MPa.
Figure 5. Hardness of the re-pressed compacts variation with the re-pressing pressure for the compacting
pressure of 700 MPa.
Surprisingly, it abruptly increases, with 42.69%, by re-pressing up to the re-pressing pressure of 1400 MPa (from
71.48 HRB to 102 HRB), remaining quite the same for its higher values (medium values of 102.66 for 1600 MPa
and of 104.12 for 1800 MPa) in spite of the above presented results of density increasing. This proves that hardness
of sintered samples increasing at re-pressing is determined to a higher extent by the material cold hardening
than by the sample densification and there are not significant differences between the material cold hardening at
602

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
re-pressing with re-pressing pressures higher than 1400 MPa. The most appropriate trend-line, fitting on the best
extent the experimental variation curve (smallest value of R 2 ), the logarithmic one (see Fig. 5) shows a tendency of
asymptotic increase of hardness as the re-pressing pressure increases, which appears more normal.
However, tensile test at room temperature seems to lead to a similar result. So the recorded stress-strain curves
for the re-pressed samples with only 1200 MPa, a re-pressing pressure smaller even to that to which the hardness
increases –1400 MPa (see Fig. 5), and of as-sintered sample (repressing pressure equal to zero), not included
hire for the lack of space, indicates a value of ultimate tensile strength of the re-pressed sample (UTS 1200 = 473.18
MPa) with 24.34 % higher than of the as-sintered sample (UTS 0 = 380.56 MPa). But, an unexpected increase of
the elongation at rupture, from E r0 = 7.43 % for the as-sintered sample to E r1200 = 7.64 % for the re-pressed with
1200 MPa, i.e. with ~2.8 % has been also observed. This cannot be explained by the material cold hardening, as
on the contrary, by cold hardening plasticity and, implicitly, elongation at rupture in tension decrease. So, it can be
attributed in exclusivity to densification. Consequently, one can be resumed that hardness of sintered parts increase
at re-pressing is determined mostly by the material cold hardening, while tensile properties (ultimate tensile strength
and elongation) by the sample densification.
3. CONCLUSIONS
The above presented results prove that severe plastic deformation can be successfully applied to sintered low
alloyed steels - the most used in the sintered structural parts fabrication for their both density and mechanical
properties. In the CGP variant, i.e. by the sintered compact further die compaction with transverse deformation of
material, it can be applied to parts of a high complexity, keeping their geometrical shape and precision. For the common
industrial used compacting pressures (400-600 MPa), an increase in density of about 5 -12 [%], in hardness of
over 30 %, in UTS of 20-25 % and in elongation of 2.5-3.5 % can be achieved in quite simple and safe conditions,
replacing the classical calibration operation with severe plastic deformation.
REFERENCES
1. * * * ASM Handbook, Vol. 7, Powder Metal Technologies and Applications, ASMI, 1998, ISBN 978-0-87170-387-
3, 1238 p.
2. T. Sawayama, M. Sato, Y. Seki, T. Tsuchida and H. Yaguchi, High Performance P/M Materials by High Density
Process, Proceedings of 2000 Powder Metallurgy World Congress, The Japan Society of Powder and Powder
Metallurgy Ed., Tokyo, 2000, Part 1, p. 540-542, ISBN 4-9900214-8-7.
3. J. M. Torralba, R. De Oro and M. Campos, “From Sintered Iron to High Performance PM Steels”, Materials Science
Forum, Ed. Trans Tech Publications Ltd, Switzerland, Vol. 672, pp. 3 –11, 2011.
4. A. Azushima et al., “Severe plastic deformation (SPD) processes for metals,” CIRP Annals - Manufacturing
Technology 57(2), 716 (2008).
5. K. Xia and X. Wu, “Back pressure equal channel angular consolidation of pure Al particles,” Scripta Materialia,
Vol. 53, Issue 11, 2005, p. 1225. (2005).
6. Harrison & I. T. H. Chang, ‘Consolidation of Elemental Aluminium Powders Using Equal Channel Angular Pressing
(ECAP)”, Proceedings of the PM 2010 World Congress, Vol.1, p. 565-572.
7. J. Asami, N. Hirose and T. Kohno, Die Compaction at 2000 MPa for Sintered
Structural Parts, Proceedings of 2000 Powder Metallurgy World Congress, The Japan Society of Powder and
Powder Metallurgy Ed., Tokyo, 2000, Part 1, p. 570-573, ISBN 4-9900214-8-7.
8. *** Höganäs Iron and Steel Powders for Sintered Components, Copyright Höganäs AB, 2002, 393 p.
9. K.M. Ralls et. al., An Introduction to Materials Science and Engineering, John Wiley& Sons Ed. 1976.
603

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
COMPOSITES
www.turkishpm.org
604

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
AN EVALUATION OF SiC PARTICLE REINFORCED CEMENTED
COPPER COMPOSITES
Gozde F. CELEBI EFE, Ibrahim ALTINSOY, Mediha IPEK, Sakin ZEYTIN, Cuma BINDAL
Sakarya University, Engineering Faculty, Department of Metallurgy and Materials Engineering, Esentepe Campus,
54187 Sakarya-Turkey, E-mail:gcelebi@sakarya.edu.tr
ABSTRACT
In this study, copper powder was produced by cementation method. For comparison, cemented and commercial
copper powders were reinforced with SiC particles of 1 µm size and at ratios of 0, 1, 2, 3 and 5% by weight. Powder
mixtures were pressed with an axial pressure of 280 MPa and embedded in graphite powder for obviating the
oxidation. Sintering process was performed in an open atmospheric furnace at 700°C for 2h. The morphology and
phases of composites were analyzed by Scanning electron microscope (SEM) and X-ray diffraction (XRD) techniques.
Optical and SEM studies showed that SiC particles were located around the copper grains. Commercial
Cu-SiC composites have more homogenous microstructure than the cemented Cu-SiC composites due to the
agglomeration of cemented copper powders. Relative densities and electrical conductivities were decreased with
increasing weight percentage of SiC particles. The highest electrical conductivity of 79% IACS (International annealed
copper standard) for cemented Cu-SiC composites and 86% IACS for commercial Cu-SiC composites was
obtained for Cu-1wt.% SiC composites. The microhardness of test materials increased as amount of reinforcing
materials increased.
Keywords: Cu-SiC, Composite, Cementation, Relative density, Electrical conductivity.
1. INTRODUCTION
Copper is a mostly used industrial and functional metal for various thermal and electronic applications, i.e. electronic
packaging, electrical contacts and resistance welding electrodes. This is because of good thermal and electrical
conductivity, high Plasticity, softness, formability and excellent resistance to corrosion and oxidation. Although pure
copper is mostly used in electrical applications, it has a key role to play in energy efficiency and provides durable
maintenance free structures that are naturally good looking, long lasting and fully recyclable. Nevertheless, low
mechanical strength and undesirable wear resistance limit its applications [1,2]. The room temperature mechanical
strength can be improved dramatically by addition of small amount of elements such as Cr, Zr, Ag or Fe, etc. to form
precipitation- hardened alloys.
However, these copper alloys lose their high strength at higher temperature (usually 500 o C) generally related to the
structural instability caused by the coarsening of precipitation particles. Furthermore, low wear resistance and conductivity
are the other two limitations of these alloys. In this respect, dispersion-strengthened copper has the ability
to retain most of its properties on exposure to high temperatures. Through adding inert, second phase particulate
materials (such as oxides, carbides, borides) in copper matrix, it can not only keep copper’s excellent electrical and
thermal conductivity, but also make copper achieve appreciable strength.
The dispersion-strengthened copper alloys generally can be classified as the copper-based matrix composites.
In addition, copper-based composites’ physical and mechanical properties can be varied from the second phase
content. In recent years, Cu/SiC composites have received considerable attention to meet the challenges of thermal
management in the rapidly increased power of advanced electronics.
They offered a great potential for uses in electrical sliding contacts such as those in homopolar machine and railway
overhead current collection system, where high thermal electrical/thermal conductivity and good wear resistant
properties are needed, high-temperature structural applications and electronic packing due to the superior heatconductive,
electric conductive and heat-releasing natures [3-6]. Methods for the production of dispersion-strengthened
copper matrix composites involve ingot casting and powder metallurgy PM. processes. The PM route consists
605

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
of several processes like blending, compacting, and sintering. Blending is one of the crucial processes in PM where
the metallic powders are mixed with the ceramic reinforced particles. Good blending produces no agglomeration of
both the metallic and ceramic particle powders. Conventional melting and casting has distinct limitations due to the
poor wettability between ceramic particles and molten copper, leading to agglomeration of dispersoids. Moreover,
the difference in the densities and the reinforcements can also cause segregation in the melts. Therefore, the PM
route is ideal to prepare copper matrix composites because of its efficient dispersion of fine particles [4].
In this study, the influences of the amount of the SiC on the properties of the both cemented and commercial copper
composites were investigated and studied what sort of differences exist between commercial or cemented
copper-SiC composites.
2. EXPERIMENTAL DETAILS
Copper powder was precipitated from the CuSO 4 solution by cementation method. 2-6µm cemented copper powder
and 10µm commercial copper powder was mixed with 1µm SiC particles at weight percentage of 1, 2, 3 and
5. Powder mixtures were cold pressed in metal die of 15 mm in diameter under an axial pressure of 280 MPa.
Compacted samples were embedded into the graphite powder and sintered at 700°C in an electrical furnace. After
sintering samples were immediately pressed with a load of 850 MPa in order to increase the relative density and
electrical conductivity.
The microstructures of specimens were examined by Optic and SEM microscopy. The presence of phases formed
within the sintered samples was determined by x-ray diffraction using CuKα radiation with a wavelength of 1.5418
A over a 2θ range of 10 to 80 o . In order to detect the Cu, SiC and any oxide of Cu and SiC particles EDS analyses
were performed. Relative densities of samples were determined according to Archimedes’ method. Microhardness
of both pure copper and composites were determined using a Leica WMHT- Mod model Vickers hardness instrument
under an applied load of 50g. Electrical conductivity of polished samples was determined by GE model electric
resistivity measurement instrument.
3. RESULTS AND DISCUSSIONS
SEM images of initial copper powders, obtained commercially and precipitated by cementation method, were given
in Fig.1. Commercial copper powders are in spherical morphology and 10µm particle size. It can be seen from the
Fig.1b that there is a significant agglomeration in cemented copper powders. Size of these agglomerates is approximately
5-7µm but real size of the cemented copper grains is submicron.
(a) (b)
Fig.1. SEM micrographs of a) commercial and b) cemented copper powder.
Optic microstructures of commercial and cemented Cu-3wt.%SiC composites sintered at 700°C for 2 hours were
shown in Fig.2. Dark grey and cornered particles indicate SiC particles and light grey regions show Cu matrix. It
is seen from the Fig.2 that SiC particles dispersed in copper matrix homogenously. For commercial Cu-SiC composites,
it can be said that SiC particles located at the joining points of copper grains but for cemented Cu-SiC
composites more complex microstructure is said. This is related with the agglomerated grain structure of cemented
copper.
606

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(a) (b)
Fig.2. Optic micrographs of a) commercial and b) cemented Cu-3wt.%SiC composites sintered at
700°C for 2 hours.
XRD patterns of cemented and commercial copper matrix-SiC composites, including 1 and 5wt.%SiC, are shown in
Fig. 3 and consist of Cu and SiC dominantly. In the XRD analysis of cemented Cu-SiC composites slight amount of
iron-oxide (Fe 3 O 4 ) was detected and it probably results from the cementation process of copper powder. For both
Cu-SiC composites SiC peaks become clear with increasing weight percentage of SiC.
Dominant phases of Cu and SiC in composites were confirmed by EDS analysis. In EDS analysis, while dark and
relatively cornered components indicate SiC, grey components indicate Cu matrix (Fig. 4). In the analysis taken
from the SiC particles in commercial Cu-SiC composite, slight oxygen was detected together with Si and C. This
probably arises from surfaces of the SiC particles. In Fig. 4b iron reach areas seems as light grey and it probably
results from cementation process and oxidized at sintering temperature.
Fig. 5 reveals that the density of composites using Archimedes’ principle tends to decrease with increasing SiC
content. This is due to the density of SiC particles being much smaller than that of copper [7]. Relative densities of
commercial Cu and Cu-SiC composites are higher than cemented ones. This may be related with the morphology
and agglomeration of cemented copper grains. Commercial copper grains are more spherical shape and so can be
compacted easily. Hardness variation of Cu and Cu-SiC composites with increasing SiC content was given in Fig.
6. Hardness of sintered pure copper was determined as 133HVN for commercial copper and 127HVN for cemented
copper. These values are too high from the literature value of 37 HVN for copper and this may be related with hot
pressing applied after sintering. It can be seen from the Fig. 6 that hardness values of composites increased with
increasing weight percentage of SiC particles. Hardness of ductile copper generally improves with addition of hard
disperse phase [8, 9]. It is thought that the higher the amount of the ceramic particles in the matrix, the higher the
density of the dislocation, and as a result, the higher the hardness of the composite [10, 11]. The results of electrical
conductivity values measured on the polished samples were given in the Figure 7. Electrical conductivity of
cemented and commercial coppers were measured as 95.6 % IACS (International Annealed Copper Standard)
and 91.7 % IACS respectively and the addition of SiC contents decreased the electrical conductivity of Cu-SiC
composites as expected. It is possible to claim that there is a linear relationship between SiC content and electrical
conductivity and electrical conductivity values of composites are coherent with relative density and hardness values
of composites. Irregular dispersion of SiC particles in cemented copper matrix probably caused lower electrical
conductivity than commercial copper matrix composites, because of the agglomerated grain structure of cemented
copper powder.
(a)
607

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(b)
Fig. 3. XRD patterns of a) cemented, b) commercial copper matrix-SiC composites including 1 and 5wt.%SiC.
Fig. 4. SEM-EDS analysis of a) commercial Cu-2wt.% SiC and b) cemented Cu-2wt.% SiC composites sintered at
700°C for 2h.
Fig. 5. Relative density variation of cemented and commercial Cu and Cu-SiC composites depending on SiC
weight percentage.
608

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 6. Hardness variation of cemented and commercial Cu and Cu-SiC composites depending on SiC weight
percentage.
Fig. 7. Electrical conductivity variation of cemented and commercial Cu and Cu-SiC composites depending on
SiC weight percentage.
4. CONCLUSIONS
In conclusion Cu powders were produced by chemical precipitation method from CuSO 4 salts and commercially
used for comparison. Cu-SiC composites with high electrical conductivity were produced by reinforcing cemented
and commercial copper with ceramics based SiC at different ratios by the PM method at 700°C in the present
work. XRD patterns of commercial and cemented Cu-SiC composites are similar to each other and consist of Cu
and SiC peak dominantly. SiC peaks become clear with increasing of SiC content. It was found that SiC particles
distributed homogeneously in Cu matrix and generally they are concentrated at grain boundaries of Cu grains for
commercial Cu-SiC composites. For cemented Cu-SiC composites more complex microstructure was observed
related with the agglomerated grain structure of cemented copper. Related with this slightly higher relative density,
electrical conductivity and hardness were achieved for commercial Cu-SiC composites. For both cemented and
commercial Cu-SiC composites relative density and electrical conductivity was decreased and hardness increased
with increasing weight percentage of SiC particles. It can be said that cemented copper matrix can replace instead
of commercial copper matrix.
609

ACKNOWLEDGEMENT
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The authors thank to experts Fuat Kayis for performing XRD and SEM-EDS studies and special appreciation are
extended to technician Ersan Demir of Sakarya University for assisting with experimental studies. This work was
conducted a project supported by TUBITAK with contract number of 106M118.
REFERENCES
1. Barmouz, M., Givi, M. K. B., Seyfi, J., “On The Role of Processing Parameters in Producing Cu/SiC Metal
Matrix Composites via Friction Stir Processing: Investigating Microstructure, Microhardness, Wear and Tensile
Behavior”, Materials Characterization, Vol. 62, pp. 108-117, 2011.
2. Barmouz, M., Asadi, P., Givi, M. K. B., Taherishargh, M., “Investigation of Mechanical Properties of Cu/Sic Composite
Fabricated By FSP: Effect of Sic Particles’ size and Volume Fraction”, Materials Science and Engineering
A, Vol. 528, pp. 1740-1749, 2011.
3. Zhan, Y., Zhang, G., “The Effect of Interfacial Modifying on The Mechanical and Wear Properties of Sic p /Cu
Composites”, Materials Letters, Vol. 57, pp. 4583-4591, 2003.
4. Tjong, S. C., Lau, K. C., “Tribological Behaviour of SiC Particle-Reinforced Copper Matrix Composites”, Materials
Letters, Vol. 43, pp. 274-280, 2000.
5. Zhu, J., Liu, L., Hu, G., Shen, B., Hu, W., Ding, W., “Study on Composite Electroforming of Cu/Sic p Composites”,
Materials Letters, Vol. 58, pp. 1634-1637, 2004.
6. Zang, R., Gao, L., Guo, J., “Preparation and Characterization of Coated Nanoscale Cu/Sic p Composite Particles”,
Ceramics International, Vol. 30, pp. 401-404, 2004.
7. Tjong, S.C., Lau, K.C., Tribological Behaviour of SiC Particle-Reinforced Copper Matrix Composites, Materials
Letters, 43, pp. 274-280, 2000.
8. Efe, C.G., Altinsoy, I., Ipek, M., Zeytin, S., Bindal, C., Investigation of Some Properties of SiC Particle Reinforced
Copper Composites, 5 th International Powder Metallurgy Conference, Ankara-Turkey, October 08-12,
2008.
9. Efe, C. G., Altinsoy, I., Yener, T., Ipek, M., Zeytin, S., Bindal, C., Characterization of Cemented Cu-SiC Composites,
Vacuum, Vol. 85, pp. 643-647, 2010.
10. Shu, K-M., Tu, G.C., The Microstructure and the Thermal Expansion Characteristics of Cu/SiCp Composites,
Materials Science & Engineering, Vol. 349, pp. 236-247, 2003.
11. Efe, C.G., Altinsoy, I., Ipek, M., Zeytin, S., Bindal, C., Some properties of Cu-SiC composites produced by powder
metallurgy method, Kovove Metallic Materials, Vol. 49, No.2, pp. 131- 136, 2011.
610

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
AN INVESTIGATION ON Cu-Al 2 O 3 COMPOSITES
PRODUCED BY PM METHOD
İbrahim ALTINSOY, Gözde F. Çelebi EFE, Tuba YENER, Mediha İPEK, Sakin ZEYTİN, Cuma BİNDAL
Sakarya University, Engineering Faculty, Metallurgy and Materials Engineering Department, Esentepe Campus
54187, Serdivan-Sakarya, E-Mail: ialtinsoy@sakarya.edu.tr
ABSTRACT
This study reports on characterization of copper (40 µm) composite reinforced with alumina (0.3 µm) particle at
ratios of 5 and 7% by weight. Sintering was performed at 925°C for 2h in graphite powder. The relative densities
of sintered samples are 98.8 and 97 % for reinforcements amount of 5 and 7 wt%, respectively. Optical and SEM
studies revealed that alumina particles were located homogenously around Cu grains. The presence of alumina and
copper were confirmed by EDS and XRD analysis. Depending on the amount of alumina, the electrical conductivity
of test samples ranged from 58.6 to 44.8 %IACS. There is a little change in the microhardness of test materials with
increment in the amount of reinforcement ratios.
Key Words: Sintering, Alumina, Copper, Conductivity, Composite.
1. INTRODUCTION
Although, Copper is widely used as an electrical conductor because of its high electrical and thermal conductivity,
but it has low tensile and yield strength. To solve this problem, copper has been strengthened by several different
ways. Conventional methods such as cold working and precipitation hardening as well as solid solution hardening,
which lower thermal conductivity, are not suitable for high-temperature applications. Metal matrix composite materials
can be utilized at higher service temperatures than their base metal counterparts. There, the primary attention
is in dispersion strengthening (DS) of copper, i.e. in copper based metallic matrix composites and, oxide dispersion
strengthened Cu matrix composites (ODSC) present superior advantages and have been successfully used in a
good many aspects of industry such as automobile and wiring industries (MMC) [1-3]. Studies on the synthesis and
characterization of nanoscale alumina dispersed copper metal matrix composites have been attracting scientific
interest in recent years, since nanostructured-type materials are expected to have special physical and mechanical
properties.
Owing to the presence of uniformly-dispersed fine Al 2 O 3 particles, which are hard and thermally stable at the elevated
temperatures near the melting point of the copper matrix, the alumina-dispersion strengthened copper-based
composites afford high strength at elevated temperatures as well as at room temperature. A unique combination of
high strength and electrical conductivity at elevated temperatures enables the Al 2 O 3 /Cu composites to be the best
candidates for high-temperature electric material and the most attractive material of the international thermonuclear
experimental reactor (ITER) high-heat flux components, such as, electrodes, lead wires, connectors, diverters and
first wall [4,5]. In order to achieve high fracture toughness and low processing cost, the Al 2 O 3 phase in the microstructure
should be in particulate form, and the particle size should be as small as possible.
The particulate reinforced Cu–Al 2 O 3 MMCs can be synthesized by using several routes which include mixing of
Cu melt and Al 2 O 3 powder followed by casting, such as the Comalco process, and internal oxidation of Cu–Al alloy
powders. The casting process has the limitation that the Al 2 O 3 size has to be large enough to allow effective mixing.
Alternatively, powder metallurgy is fabrication method with its advantage of homogeneous mixing of constituent
materials which eventually gives good final mechanical properties to the composite with sufficient physical properties.[5-7].
The present paper aims to investigate the effect of high reinforcement amounts on the properties of copper-alumina
composites.
611

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2. EXPERIMENTAL DETAILS
During this study, commercial Cu powder (99.9% puridity) as a matrix material and commercial Al 2 O 3 powder as a
reinforcement agent (99% puridity) were used. At first, powders were mixed and then were compacted by unaxial
press. After compaction, the green body sintered at 925 C for 2 hours in an electrical furnace. Following sintering,
samples were hot pressed as fast as possible and finally, composites characterized by using optical microscope,
SEM, SEM-EDS, XRD, Vicker’s Indentation Technique, DC electrical conductivity instrument and by measuring
density using Archimed’s principle. The preparation and characterization procedures of the samples were given
schematically in Fig. 1.
3. RESULTS and DISCUSSIONS
3.1. Optical-SEM Micrographs
Fig.1. The schematical presentation of experimental procedure.
It can be claimed that the reinforcement materials distributed homogenously into the matrix and they located among
the Cu grains. This phenomena results from the poor wettability between Cu and Al 2 O 3 . Dark grey regions indicate
Al 2 O 3 particles, when bigger gray areas point out the Cu matrix (Fig. 2).
612

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(a) (b)
Fig.2. Optical micrographs of composites sintered at 925 o C for 2h. reinforced with:
a) Al 2 O 3 wt.5% b) Al 2 O 3 wt. 7% (Magnification: 500X)
SEM microstructures of the samples are similar to optical micrographs according to distribution and location of the
reinforcing agent. Same gray grains indicate the Cu, while white, small zones seen as Al 2 O 3 . Besides, there was no
remarkable grain grow in the Cu matrix after the sintering. This probably resulted from reinforcement agent formed
a barrier for possible grain growth (Fig. 3).
3.2. XRD Analysis
(a) (b)
Fig.3. SEM microstructures of composites sintered at 925 o C for 2h. reinforced with:
a) Al 2 O 3 wt.5% b) Al 2 O 3 wt. 7%
XRD analyses revealed that the dominant phases in the composite bodies were Cu and Al 2 O 3 . Peak intensities of
the reinforcement material was shown very few contrast to Cu, because the ratio of them to matrix phase are very
little. Also, there was a little amount of copper-oxide (Cu 2 O) in both Cu- Al 2 O 3 wt. 5% and 7% samples, but the
change in the amount of copper-oxides was no remarkable by increment in the ratio of reinforcement material (Fig.
4 and 5).
Fig. 4. XRD analysis of the Cu- Al 2 O 3 wt.5% composite sintered at 925 o C
613

3.3. SEM-EDS Results
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 5. XRD analysis of the Cu- Al 2 O 3 wt.7% composite sintered at 925 o C
Fig. 6. SEM-EDS analyses of the Cu-Al 2 O 3 wt. 5% and 7% samples.
The results of the SEM-spot EDS analyses were confirmed the optical, SEM examinations and XRD analyses. The
spots taken from the larger grey areas (spot #1 in Cu- Al 2 0 3 wt. 5% and 7 %) indicated Cu matrix, while black regions
(spot #2,3 in Cu- Al 2 0 3 wt. 5%; spot #2,3,4 in Cu- Al 2 0 3 wt. 7%) between the copper regions pointed out reinforcement
agent in both composites samples. This clarifies why the reinforcements existed among the matrix grains. Further-
614

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
more, the oxygen element mostly resulted from the Al 2 O 3 . There is no oxygen evidence on the surface of copper
grains as well as detecting a little at the spots taken from the Cu-Al 2 O 3 interface. This was probably resulted from
the both oxidation of starting Cu powder and oxidation during the sintering process.
3.4. Relative Density-Microhardness-Electrical Conductivity
The results of relative density, microhardness and electrical conductivity measurements were given in Table 1.
Microhardness measurements conducted by taking care of the indenter incorporates both matrix and reinforcement
phases, homogenously.
Table 1. The relative density, microhardness and electrical conductivities of the composite samples
sintered at 925 o C.
Al 2 O 3 wt. %
Sample
Cu (40)-Al 2 O 3 (0.3 µm)
Relative Density (%) Microhardness (HV) Electrical Conductivity (%IACS)
5 98.78 156 58.62
7 97.04 159.4 44.83
From the Table 1, it can be seen that the relative densities and electrical conductivities of the composites decreased
by increasing of the reinforcement ratio, but this diminution was remarkable in the electrical conductivities other
than the relative density. This could result from the post compaction process eliminated the pores in the body. On
the other hand, the microhardness values increased slightly with the increment in the ratios of Al 2 O 3 . Due to the
small and uniformly distributed hard Al 2 O 3 particles act as reinforcing phases and become obstacles to the movement
of dislocations [1], the microhardness increased. Furthermore, post compaction (hot pressing) after sintering,
provides increment in the number of dislocations in the matrix and this contributed to the hardness increment. According
to Mathiessen Rules, electrical conductivity is affected by resistivity due to impurities, since alumina is an
insulator and act as impurities in copper matrix and plastic deformation, the composites achieves lower electrical
conductivity [7].
4. CONCLUSIONS
Cu (40 µm)-Al 2 O 3 (0.3 µm) composites were produced by PM method and the distribution of the reinforcements was
homogenously in the matrix. The reinforcements agent, Al 2 O 3 located between the copper grains and this confirmed
by SEM-EDS results. The dominant phases were detected as Cu and Al 2 O 3 and a little amount of copper-oxide existed
in the composites by the XRD results. In the XRD results, the few amount of copper-oxides probably resulted
from the oxidation of starting Cu powder and/or oxidation during sintering process. SEM-EDS analyses confirmed
the XRD results and evidences as mentioned in optical, SEM micrographs. The microhardness of the composites
increased slightly by increasing of the amount of Al 2 O 3 , while the electrical conductivities and relative densities
of them decreased. In this paper, since the amounts of reinforcing agents are at some high levels for this type of
composites, the values of electrical conductivities are not enough in the applications which electrical conductivity
has primary importance. However, this composites possessed high microhardness values and reinforced with fine
particle size of reinforcement and thus, this samples (especially Cu-Al 2 O 3 wt.5%) can be suitable for applications
which high hardness and high temperature resistance as well as certain electrical conductivity are required.
REFERENCES
1. Ritasalo, R., Liu, X. W., Söderberg, O., Keski-Honkola, A., Pitkänen, V., Hannula, S-P., “The Microstructural
Effects on the Mechanical and Thermal Properties of Pulsed Electric Current Sintered Cu-Al 2 O 3 Composites”,
Procedia Engineering, Vol: 10, pp: 124-129, 2011.
2. Efe, G. C., Yener, T., Altinsoy, I., Ipek, M., Zeytin, S., Bindal, C., “The Effect of Sintering Temperature on Some
Properties of Cu–SiC Composite”, Journal of Alloys and Compounds, Vol: 509, pp: 6036-6042, 2011.
3. Wang, Q. Z., Cui, C. X., Lu, D. M., Bu, S. J., “Fabrication and Properties of A Novel ZnO/Cu Composite”, Journal
of Materials Processing Technology, Vol: 210, pp: 497-503, 2010.
4. Motta, M. S., Jena, P. K., Brocchi, E. A., Solorzano I. G., “Characterization of Cu–Al 2 O 3 Nano-Scale Composites
Synthesized by In Situ Reduction”, Materials Science and Engineering C, Vol: 15, pp:175-177, 2001.
5. Ruihua, L., Kexing, S., Shuguo, J., Xiaofeng, X., Jianxin, G., Xiuhua, G., “Morphology and Frictional Characteristics
Under Electrical Currents of Al 2 O 3 /Cu Composites Prepared by Internal Oxidation”, Chinese Journal
of Aeronautics, Vol: 21, pp: 281-288, 2008.
6. Ying, D. Y., Zhang, D. L., “Processing of Cu–Al 2 O 3 Metal Matrix Nanocomposite Materials by Using High Energy
Ball Milling”, Materials Science and Engineering A, Vol: 286, pp: 152-156, 2000.
7. Hussain, Z., Keong, K. H., “Studies on Alumina Dispersion-Strengthened Copper Composites Through Ball Milling
and Mechanical Alloying Method”, Jurnal Teknologi, Universiti Teknologi Malaysia, Vol: 43(A), pp: 1-10,
2005.
615

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
DOĞAL VE YAPAY YAŞLANDIRMANIN ALÜMİNA TAKVİYELİ ALÜMİNYUM
ALAŞIMI ESASLI KOMPOZİT MALZEMELERİN SERTLİĞİNE ETKİSİ
M. Fatih AYCAN*, Mustafa ÜBEYLİ**
* Gazi Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Makine Mühendisliği Maltepe-Ankara, Türkiye
** Osmaniye Korkut Ata Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Makine Mühendisliği Karacaoğlan Yerleşkesi,
Osmaniye, Türkiye
ÖZET
Bu çalışmada, toz metalurjisi yöntemlerinden sıcak presleme yöntemi kullanılarak Al 2 O 3 takviyeli Al-5Zn-3,5Cu-
2,5Mg alaşımı esaslı kompozitlerin üretimi yapılmıştır. Üretilen numunelere doğal ve yapay olmak üzere iki farklı
yaşlandırma işlemi uygulanmıştır. Yaşlandırma işlemleri süresince numunelerin sertlik değişimleri belirlenmiştir. Çalışmanın
sonunda, doğal yaşlandırma işleminde yaşlandırma süresine bağlı olarak sertlik değerlerinin başlangıçta
yükseldiği fakat daha sonra büyük ölçüde kararlı davranış sergilediği görülürken, yapay yaşlandırma işlemlerinde
farklı yaşlandırma sıcaklıklarında benzer sertlik değişim eğrileri elde edilmiştir.
Anahtar kelimeler: Kompozit malzemeler, yaşlandırma işlemleri, sertlik
EFFECT OF NATURAL AND ARTIFICIAL AGING ON THE HARDNESS OF
ALUMINA REINFORCED ALUMINIUM ALLOY COMPOSITES
ABSTRACT
In this study, Al 2 O 3 reinforced Al-5Zn-3.5Cu-2.5Mg alloy composites were produced using hot pressing method
which is one of the powder metallurgy methods. Natural and artificial aging processes were carried out to the samples
produced. During the aging processes, the hardness behaviors of the composites were investigated in each
aging condition. According to the experimental results, it was determined that the hardness values increased at the
beginning of the process then they were stable substantially in natural aging, on the other hand similar hardness
behaviors were determined for all conditions in artificial aging processes.
Key words: Composite materials, aging process, hardness
1.GİRİŞ
Uzun yıllar mühendislik uygulamalarında yaygın olarak kullanılan demir-çelik malzemeler yerine, daha düşük ağırlıkta
daha iyi mukavemet özelliklerine sahip olan metal esaslı kompozit malzemeler tercih edilmeye başlanmıştır [1].
Metal esaslı kompozitler sahip oldukları düşük yoğunluk ve genleşme katsayısı, yüksek dayanım, aşınma direnci ve
rijitlik gibi özellikleri ile ön plana çıkmaktadır. Bu özelliklerin tek bir yapıda birleşimi mevcut geleneksel malzemeler
tarafından karşılanması mümkün olmamaktadır. İlerleyen teknolojiye paralel olarak geliştirilen kompozit malzemeler;
günümüzde uzay-havacılık, otomotiv ve savunma sanayinde yaygın olarak kullanılmaktadır [2-4]. Kompozitlerde
ana yapı ve takviye elemanı olarak kullanılacak malzemelerin doğru seçilmeleri, kullanımları esnasında
beklenen başarımın elde edilebilmesi için son derece önemlidir. Ana yapının süneklik ve tokluk değerlerinin iyi
olmasının yanında ıslatabilirliği ve takviye elemanı ile kimyasal bağ oluşturma kabiliyetinin yüksek olması istenir-
616

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ken, takviye elemanının ise ana yapı içerisinde çözünmeyecek ve ana yapı ile uyumlu ara yüzey oluşturabilecek
bütüncül bir yapı oluşturabilmesi istenir [5]. Hafif metaller olarak nitelendirilen alüminyumun ana yapı, oksit grubu
seramiklerinden Al 2 O 3 seramiğinin takviye elemanı olarak kullanıldığı metal esaslı kompozitler endüstride yaygın
kullanım alanı bulmaktadır. Ayrıca, geçmiş dönemlerde yapılan bilimsel çalışmalar incelendiğinde; Al 2 O 3 takviyeli
alüminyum esaslı kompozitlerin iyi ara yüzey başarımına ve ıslatabilirliğe sahip oldukları görülmektedir [6]. Seramik
takviyeli alüminyum esaslı kompozitler, özellikle aşınma dayanımı ve düşük ağırlık gibi özelliklerin gerekli olduğu
uygulamalarda tercih edilmektedir.
Parçacık takviyeli metal esaslı kompozitlerin üretimlerinde toz metalurjisi, basınçlı döküm, ekstrüzyon ve yarı katı
karıştırma yöntemleri kullanılmaktadır [7]. Toz metalürjisi yöntemi, ergimiş metalin kullanıldığı üretim yöntemlerine
göre kısmen daha maliyetli olmasına rağmen düşük işlem sıcaklıklarında üretime olanak vermesi nedeniyle
endüstride geniş kullanım alanı bulmaktadır [2]. Kompozitlerde; üretim yönteminin çeşidi de ana yapı ve takviye
elemanının türü ve üretim sonrasında uygulanan ısıl işlemler gibi mekanik özelliklerin farklılık kazanmasında etkili
olmaktadır.
Bu çalışmada 7xxx serisi alüminyum alaşımı esaslı seramik takviyeli kompozit malzemelerin sertlik değerlerinin
uygulanan faklı ısıl işlemler ile değişimleri incelenmiştir. Al 2 O 3 takviyeli kompozit numuneler sıcak presleme yöntemi
kullanılarak üretilip farklı sıcaklıklarda yaşlandırma işlemi uygulandıktan sonra numunelerin sertlik değişimleri
belirlenmiştir.
2.MALZEME VE DENEYSEL YÖNTEM
Bu çalışmada %99,9 saflıkta ve 20 µm altı boyutlarda metal ve seramik tozları kullanılmıştır. Ana yapı olarak ağırlıkça
Al, %5 Zn, %3,5 Cu ve %2,5 Mg oranlarına sahip 7xxx serisi Al alaşımı, takviye elemanı olarak parçacık şeklinde
Al 2 O 3 seramik türü kullanılmıştır. Takviye oranı etkisinin incelenebilmesi için takviyesiz olarak hazırlanan alaşım
ve %5, %10 ve %15 gibi farklı takviye oranlarında hazırlanan numuneler ile birlikte toplamda dört çeşit numune
hazırlanmıştır. İstenilen karışım oranlarında hazırlanan tozlar, değirmen tipi karıştırıcıda 2 saat süreyle karıştırma
işlemine tabi tutulmuşlardır. Çalışmada; sıkıştırma ve sinterleme işlemleri, 15 ton sıkıştırma kapasitesi ve 11 kW
ısıtma gücüne sahip sıcak presleme cihazı kullanılarak gerçekleştirilmiştir. Hazırlanan toz karışımlarına 50x70 mm
ebatlarındaki sıcak pres kalıbına konularak, ortalama 25 MPa basınç altında 535˚C’de 30 dakika sıkıştırma ve
sinterleme işlemleri uygulanmıştır.
Sonra numunelere kül fırınında 500˚C sıcaklıkta 30 dakika süreyle çözeltiye alma işlemi uygulanmış hemen ardından
oda sıcaklığında su verme işlemi gerçekleştirilmiştir. Daha sonra ise numunelere doğal ve yapay olmak üzere
birbirinden bağımsız olarak iki farklı yaşlandırma işlemi uygulanmıştır. Doğal yaşlandırma işlemi 60 gün süreyle
25˚C oda sıcaklığında, yapay yaşlandırma işlemleri ise 120˚C, 150˚C, 180˚C ve 200˚C sıcaklıklarda 300 dakika
süreyle yağ banyosu kullanılarak gerçekleştirilmiştir. Yapay yaşlandırma işlemleri sonunda numunelere oda sıcaklığında
su verme işlemleri uygulanmıştır.
Yaşlandırma işleminden sonra numunelerin içyapıları incelenmiştir. Numunelerin yaşlandırma işlemleri boyunca
sergiledikleri sertlik değişimleri ise belirli zaman dilimlerinde alınan sertlik ölçümleri ile belirlenmiştir. Sertlik deneyleri;
ASTM E10-84 [8] standardına göre 187,5 kg yük ve 2,5 mm bilye çapı ile Brinell sertlik yöntemi kullanılarak
gerçekleştirilmiştir. Doğal yaşlandırma işlemlerinde üç günde bir, yapay yaşlandırma işlemlerinde ise yarım saatte
bir alınan üçer sertlik ölçümü ile numunelerin zamana bağlı yaşlanma davranışları elde edilmiştir.
3.DEĞERLENDİRME
3.1.İç Yapı İncelemeleri
Çalışmada kullanılan metal ve seramik tozlarının ortalama boyutları toz boyut ölçüm işlemleri ile belirlenmiştir. Yapılan
ölçüm işlemleri sonucunda belirlenen ortalama çap ölçüleri Çizelge 1’de verilmiştir. Toz boyutu, tozların akış
hızları ve paketlenmeleri üzerinde etkili olmasına bağlı olarak sinterleme sonrasında üretilen parçaların mekanik
özelliklerini büyük ölçüde değiştirirken, daha yüksek paketlenme özellikleri için küçük ve iri toz tanelerinden oluşan
farklı toz bileşimleri hazırlanmaktadır [9]. Ana yapıyı oluşturan element tozlarının farklı boyutlarda olması daha iyi
özelliklerin elde edilmesinde yararlı olduğu düşünülmektedir.
617

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Çizelge 1 Kullanılan tozların ortalama boyutları
Malzeme Ortalama Toz Boyutu (µm)
Al 3,41
Mg 14,75
Cu 15,55
Zn 2,45
Al 2 O 3
Çalışmada takviye elemanı olarak parçacık şekilli seramiklerin kullanılmasına bağlı olarak numuneler izotropik özellik
sergilemektedir. Ana yapı içerisinde takviye elemanlarının dağılımları numunelerin mekanik özellikleri üzerinde
doğrudan etkilidir. Bu nedenle takviye elemanlarının yapı içerisinde homojen dağılmaları daha iyi mekanik özelliklerin
elde edilebilmesi için istenen bir durumdur. Şekil 1’de verilen ışık mikroskobu görüntüsünde; %15 Al 2 O 3 takviyeli
numunede seramik parçacıklarının ana yapı içerisinde büyük ölçüde homojen dağılım sergiledikleri görülmektedir.
Bu sebeple numunelerde yöne bağlı özellik farkının gözlemlenmemesi beklenmektedir.
3.2.Sertlik Davranışı
618
12,24
Şekil 1 Parçacık şekilli takviye elemanının ana yapı içerisindeki dağılımı
Alaşım ve üç farklı takviye oranında olmak üzere toplamda dört farklı bileşimde hazırlanan numuneler, doğal ve yapay
olmak üzere farklı yaşlandırma koşullarında yaşlandırılmış ve her bir koşulda numunelerin sergiledikleri sertlik
değişimleri ve ulaşılan en yüksek sertlik değerleri belirlenmiştir. Oda sıcaklığında altmış gün süreyle yapılan doğal
yaşlandırma işlemi sonucunda elde edilen sertlik değişimleri Şekil 2’de verilmiştir.
Şekil 2 Numunelerin doğal yaşlanma davranışı
Doğal yaşlandırma işlemlerinde numunelerin benzer davranışa sahip olmalarının yanında farklı sertlik seviyelerine
sahip oldukları görülmektedir. Numunelerin farklı takviye oranlarında benzer davranış sergilemeleri, takviye ora-

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
nının numunelerde doğal yaşlanma karakterini etkilemediğini, yalnızca ulaşılan sertlik seviyesini etkilediğini göstermektedir.
Bu durum, yaşlandırma işleminin oda sıcaklığında gerçekleşmesine bağlı olarak ana yapı ile takviye
elemanları ara yüzeylerinde kimyasal tepkimelerin gerçekleşme olasılığının düşük olması ile açıklanabilir. Eğriler
incelendiğinde çözeltiye alma ve su verme işleminden sonra alınan sertlik değerlerinin, yaşlandırma işleminin
başlangıç safhasında alınan sertlik değerlerine oranla daha yüksek olmasının sebebi olarak malzemedeki kafes
rahatlaması gösterilebilir. Numunelere, doğal yaşlandırma işleminden sonra 120˚C, 150˚C, 180˚C ve 200˚C olmak
üzere dört farklı sıcaklıkta yapay yaşlandırma işlemi uygulanmıştır. Her bir numune için çözeltiye alma ve su verme
işlemlerinden sonra elde edilen sertlik değerleri doğal yaşlandırma işlemleri sonunda ulaşılan en yüksek sertlik
seviyesi ile birlikte Şekil 3 ve 4’de verilmiştir. Yapay yaşlandırma işlemlerinde; artan yaşlandırma sıcaklığına bağlı
olarak artış gösteren ana yapının sertlik değerleri, doğal yaşlandırma işlemi sonunda elde edilen en yüksek sertlik
seviyesine göre daha yüksek seviyelere ulaşmıştır.
Şekil 3 Yapay yaşlandırma işlemleri sonunda alaşım numunenin sertlik davranışı
Artan yaşlandırma sıcaklıkları ile birlikte sertlik değerlerinde azalma görülürken, yüksek sıcaklıklarda tane irileşmesinin
fazla olmasına bağlı olarak yüksek sıcaklıklardaki sertlik değerlerinin daha düşük olduğu belirlenmiştir [10].
Ana yapı üzerinde takviye elemanının etkisi olmaksızın farklı sıcaklıklarda gerçekleştirilen yaşlandırma işlemlerinde
ana yapının yaşlanma karakteristiği belirlenmeye çalışılmıştır. Alaşım numunenin yaşlanma karakteristiğine takviye
elemanının etkisi ise Şekil 4’de verilen eğrilerde görülmektedir. 300 dakika süreyle yapılan yaşlandırma işlemleri
sonunda elde edilen sertlik davranışları irdelendiğinde; genel olarak artan yaşlandırma sıcaklıkları ile birlikte sertlik
değişimlerinde azalma eğilimi olduğu ve doğal yaşlandırma işlemi sonunda elde edilen en yüksek sertlik seviyesine
hiçbir koşulda ulaşılamadığı görülmektedir. Çözeltiye alma ve su verme işlemlerinden sonra belirgin biçimde artan
sertlik değerlerinin, ilerleyen yaşlandırma süresine bağlı olarak azalma gösterdiği ve bir süre sonra ise değişmediği
belirlenmiştir. Numunelerin yapay yaşlandırma işlemleri sonunda elde edilen sertlik davranışları karşılaştırıldığında;
takviye elamanının ana yapının ve yaşlandırma sıcaklıklarının yaşlanma karakteristiğini belirgin biçimde etkilediği
görülmektedir.
(a)
619

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(b)
(c)
Şekil 4 Yapay yaşlandırma işlemleri sonunda farklı takviye oranlarında elde edilen sertlik değişimleri;
(a) %5, (b) %10, (c) %15
İşlem sıcaklığının, malzeme içinde yaşlanmaya bağlı oluşan çökeltilerin yapısı üzerinde etkili olduğu düşünülmektedir
[11]. Buna ek olarak ısıl genleşmeye bağlı oluşan dislokasyonlar ve yapıda bulunan magnezyumun takviye elemanı
olarak yapıya katılan alümina ile etkileşimine bağlı olarak oluşacak çökelti yapısını etkilemesi, alaşım numune
ile takviyeli numunelerin sertlik davranışları arasındaki farklılıkların nedenini açıklamaktadır [12]. Numunelerin sıcak
presleme yöntemiyle üretilmeleri ile çözeltiye alma ve su verme işlemlerinden sonra elde edilen ve uygulanan yapay
yaşlandırma işlemleri esnasında ulaşılan en yüksek sertlik değerleri Şekil 5’de verilmiştir.
Şekil 5 Farklı koşullarda elde edilen sertlik değerleri
620

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Ham olarak ifade edilen üretim sonrası sertlik değerleri, beklendiği gibi en düşük seviyede iken çözeltiye alma ve su
verme işlemlerinden sonra artış göstermiştir. Artan yaşlandırma sıcaklıkları ile ulaşılan sertlik seviyelerinde azalma
eğilimi söz konusuyken, genel olarak bütün numunelerin benzer sertlik davranışına sahip oldukları görülmektedir.
4. SONUÇLAR
•
•
•
Doğal ve yapay yaşlandırma işlemleri karşılaştırıldığında alaşım numune için yapay yaşlandırma işlemlerinde
daha yüksek sertlik değerlerine ulaşılırken, takviyeli numunelerde ise doğal yaşlandırma işlemlerinde daha
yüksek değerlere ulaşılmıştır.
Artan yaşlandırma sıcaklıkları, numunelerin sertlik değerlerinde azalmaya neden olmuştur.
Takviye oranının ana yapının yaşlanma karakteristiğini etkilemediği, yalnızca ulaşılan sertlik seviyesini etkilediği
belirlenmiştir.
5. KAYNAKÇA
1. Akbulut, Hatem, Otomotiv fren diski ve balataların metal matriksli kompozitlerden üretimi, DPT Proje No:
2003K120970.
2. Wu, Yan-Lin and Chao, Chuen-Guang, Deformation and fracture of Al2O3/Al-Zn-Mg-Cu metal matrix composites
at room and elevated temperatures, Materials Science and Engineering, A282, 193-202, 2000.
3. Rahimian, M et al, The effect of sintering temperature and the amount of reinforcement on the properties of Al/
Al2O3 composites, Materials and Design, 30, 3333-3337, 2009.
4, Shorowordi, K.M. et al, microstructure and ınterface characteristics of B4C, SiC and Al2O3 reinforced Al matrix
composites: A Comparative Study, Journal of Materials Processing Technology, 142, 738–743, 2003.
5, Kiourtsidis, Grigoris E. et al, Aging response of aluminium alloy 2024/silicon carbide particles (SiCp) composites,
Materials Science and Engineering A, 382, 351–361, 2004.
6 S.Y. Oh, J.A. Cornie, K.C. Russel, Wetting of ceramic particulates with liquid aluminium alloys. Part II. Study of
wettability, Metall.Trans. A 20, 533–541, 1989.
7 Şahin, Y, Preparation and some properties of SiC particle reinforced aluminium alloy composites, Materials and
Design, 24, 671-679, 2003.
8 ASTM Standarts, Designation E10-84, Standard Test Method for Brinell Hardness of Metallic Materials, 1984.
9 German, R. M., “Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri”, Sarıtaş, S.,Türker, M., Durlu, N.,Türk Toz
Metalurjisi Derneği Yayınları: 05, Ankara, 15-500, 2007.
10 Aye, Shwe Wut Hmon et al, The effect of ageing treatment of aluminum alloys for fuselage structure-light aircraft,
Proceedıngs of World Academy of Science, Engineering and Technology, Volume 36, ISSN 2070-3740, 2008.
11 Sheu, Chaı-Yuan, Lın, Su-Jıen, Ageing behaviour of SiCp-reinforced AA 7075 composites, Journal of Materıals
Scıence, 32, 1741-1747, 1997.
12. Go´mez de Salazar, J.M., Barrena, M.I., Role Of Al2O3 Particulate Reinforcements on Precipitation in 7005 Al-
Matrix Composites, Scripta Mater.,44, 2489–2495, 2001.
621

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Al-SiC-GRAFİT KOMPOZİTİNİN TRİBOLOjİK DAVRANIŞI
Hülya DURMUŞ*, Salim ŞAHİN**, R. Onur UZUN***, Nilay YÜKSEL**
* Celal Bayar Üniversitesi, Turgutlu MYO, Makine ve Metal Teknolojileri Bölümü, Turgutlu-Manisa. hulya.kacar@
bayar.edu.tr
** Celal Bayar Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Malzeme Mühendisliği Bölümü, Muradiye-Manisa. Salim.sahin@
bayar.edu.tr, nilay.yuksel@bayar.edu.tr
*** Celal Bayar Üniversitesi, Fen Bilimleri Enstitüsü, Muradiye-Manisa. receponur@gmail.com
ÖZET
Bu çalışmada, toz metalürjisi (TM) yöntemi ile üretilen %96 saflıktaki alüminyum-SiC –Grafit numunelerin aşınma
davranışı incelenmiştir. Tribolojik özellikleri pin-on-disk aşınma cihazı ile belirlenmiştir. Karşı eleman olarak seramik
bilya kullanılmıştır. 150 m, 300 m ve 450 m de aşınma kayıpları ölçülmüştür. Aşınma sırasında numunelere 1, 2,
3, 4 ve 5 N yük uygulanmıştır. Kayma hızı 10 cm/s ve kayma mesafesi 450 m olarak belirlenmiştir. Yapılan aşınma
deneyleri sonucunda grafitin, kayma hızı ve yükün aşınma davranışlarına etkisi büyük olduğu görülmüştür. Aşınma
mekanizması daha çok adheziv olduğu görülmüştür.
Anahtar kelimeler: Alüminyum tozu, SiC, aşınma, grafit, mikroyapı.
TRIBOLOGICAL BEHAVIOR OF Al-SiC-GRAPHITE COMPOSITE
ABSTRACT
In this study, wear behavior of Aluminium at %96 grade-SiC-Graphite samples produced by powder metallurgy (PM)
method has been investigated. Tribological properties have been determined by pin-on-disc test machine. Ceramic
ball has been used as counter element. Wear loss has been measured at 150m, 300m and 450m. 1, 2, 3, 4 and
5 N loads have been applied on samples during wear test. Sliding speed and distance have been determined respectively
10 cm/s and 450 m. As a result of wear tests, it has been seen that graphite, sliding speed and load have
significant effect on wear behavior. It has been observed that, the mechanism of wear was mainly adhesive.
Keywords: Aluminium powder, SiC, wear, graphite, microstructure
1.GİRİŞ
Kompozit, sürekli bir faz (matris) içerisinde yayılmış ayrık bileşenlerden oluşan ve ayırt edici özelliklerini bileşenlerinin
özelliklerinden, geometri ve yapısından ve ayrıca farklı bileşenler arasındaki arayüzlerin özelliklerinden alan
malzemelerdir. Alüminyum matrisli kompozitler temelde birden fazla türde takviye içermektedir. Grafit parçacıklı
alüminyum matrisli kompozitler genellikle toz metalurjisi, karma döküm, sıkıştırmalı döküm, UPAL yöntemi ve topak
yöntemlerinden biriyle üretilir [1].
Toz metalürjisi çok küçük partikülleri birbirine bağlayarak parça haline getirme işlemidir. Daha geniş bir ifade ile toz
metalürjisi, toz şeklindeki malzemelerin preslenmesi ve takiben yüksek sıcaklıkta sinterlenmesi ile parça imalatını
kapsamaktadır. İnce partikül şeklindeki saf metaller, alaşımlar, karbon, seramik ve plastik malzemeler birbirleriyle
karıştırılarak basınç altında şekillendirilirler. Daha sonra bu parçalar ana bileşenin ergime sıcaklığının altında bir
sıcaklıkta sinterlenerek partiküllerinin temas yüzeyleri arasında kuvvetli bir bağ oluşturulur ve böylece istenilen özellikler
elde edilir. Toz metalürjisi küçük, karmaşık ve boyutsal hassasiyeti yüksek parçaların seri imalatına son derece
uygundur. Malzeme kaybı çok azdır, belirli derece porozite (gözenek) ve geçirgenlik elde edilir [2].
622

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Alüminyum-grafit takviyeli kompozitler pistonlarda, silindirlerde, türbin rotorlarında ve yatak burçlarında kullanılmaktadır.
Grafitin ilavesi aşınma direncinin, işlenebilirliğinin, sönümleme kapasitesinin artmasını ve ısıl genleşme
kapasitesinin düşmesini sağlamaktadır. Ancak grafit partikül takviyesinin artması kompozitin dayanımını düşürmektedir
[3, 4, 5].
Sürtünerek çalışan bütün makine elemanlarında kaçınılmaz olan kompleks bir sistem özelliği gösteren aşınma,
sanayide bir çok tribolojik sistemlerde görülen korozyonun ve yorulmanın yanı sıra üçüncü büyük problemdir. Bu
nedenden günümüz teknik sistemlerindeki araştırmalar sürtünmeyi ve aşınmayı azaltma ve kontrol etme çalışmaları
şeklinde yoğunlaşmıştır. Sürtünmenin ve aşınmanın azaltılmasıyla malzeme kaybı önlenerek boyut hassasiyeti
sağlanırken enerji israfı da önlenmiş olur [6]. Kompozit malzemelerde aşınmayı azaltmak için en sık kullanılan yağlayıcılardan
biri grafittir. Birçok çalışma alüminyum/grafit kompozitlerinin uygulamalarına odaklanmıştır [5]. Özellikle
deniz taşıtlarının dizel motorlarında kullanılan yataklarda Al-Grafit kompozitlerin kullanımı ile sürtünme kayıpları
ve aşınmayı azalttığı görülmüştür [7]. SiC ilavesi ile kompozitlerin dayanımı ve aşınma direnci artmaktadır [8, 5].
SiC’ ün dezavantajı işlenebilirliği zorlaştırmasıdır. Diğer taraftan grafitin ilavesi işlenebilirliği arttırmakta ve aşınmayı
azalmaktadır [9]. Bu çalışmada, Al-SiC-Grafit kompozitleri toz metalurjisi yöntemiyle üretilmiştir. Aşınma dayanımına
grafit miktarının etkisi incelenmiştir.
2.DENEYSEL ÇALIŞMALAR
2.1. T/M Parça Üretimi
T/M numuneler Alüminyum, SiC ve grafit kompozitidir. Tozlar 53 µm-75 µm arasındadır. Numuneler %90 Al-%10
SiC, %89.5 Al-%10 SiC–0.5 Gr, %89 Al-%10 SiC–%1 Gr, %88.5 Al - %10 SiC- %1.5 Gr şeklinde hazırlanmıştır.
Öncelikle sıkıştırılacak toz karışımları 5 saat karıştırılmıştır. Çapraz kırılma testi için üretilen numuneler 60x10x10
mm boyutlarındadır. Aşınma testleri için ise numunelerin boyutları Ø20x10 mm’ dir. 400 MPa basınçta preslenmiştir.
Daha sonra hazırlanan numuneler 620 0 C sıcaklıkta 1 saat boyunca sinterlenmiştir.
2.2. Yoğunluk Testi
Numunelerin sinterleme öncesi ve sonrası yoğunlukları Şekil 1’de gösterilmiştir. Ayrıca sinterleme öncesi ve sonrası
ölçülen boyutlar Çizelge 1’de belirtilmiştir.
Çizelge 1 . Sinterleme öncesi ve sonrası T/M numunelerin boyutları
Boyut Ölçümü Sinterlemeden Önce Sinterleme Sonrası
%0 Gr
10 mm yükseklik
20 mm çap
10.6 mm yükseklik
20.1 mm çap
%0.5 Gr
10 mm yükseklik
20.1 mm çap
10.2 mm yükseklik
20.15 mm çap
%1 Gr
10.4 mm yükseklik
20.1mm çap
10.4 mm yükseklik
20.3 mm çap
%1.5 Gr
10 mm yükseklik
20.1 mm çap
10 mm yükseklik
20.2 mm çap
Şekil 1. Sinterleme öncesi ve sonrası numunelerin yoğunlukları
623

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2.3. Çapraz Kırılma Deneyi
Kırılma Deneyi TS 4222 EN ISO 3325 e göre gerçekleştirilmiştir. Elde edilen dayanım değerleri Şekil 2’de verilmiştir.
Grafit miktarı arttıkça dayanım azalmıştır (%90 Al-%10 SiC (1), %89.5 Al-%10 SiC–0.5 Gr (2), %89 Al-%10
SiC–%1 Gr (3), %88.5 Al - %10 SiC- %1.5 Gr (4)).
Ted Guo ve Tsao’nun çalışmasında test edilen malzemelerin mekanik karakteristikleri (sertlik, ısıl genleşme katsayısı
ve kırılma tokluğu), grafit katkısının artışıyla azalmıştır. Bu çalışmada da grafit miktarı arttıkça çapraz kırılma
dayanımı azalmıştır [1, 5].
Şekil 2. Numunelerin çapraz kırılma dayanımı sonuçları.
2.4. Aşınma Testi
Aşınma sürtünen yüzeylerde malzeme kaybı olarak tanımlanır. Aşınma miktarı malzemenin türüne, sürtünen yüzeylerin
biçimine, sürtünme koşullarına ve çevrenin kimyasal etkilerine bağlıdır. Aşınma testlerinde aşınma yükü 1, 2,
3, 4, 5 N olarak seçilmiştir (Çizelge 2). Aşındırıcı bilya olarak seramik bilya kullanılmıştır.
Çizelge 2. Aşınma test parametreleri.
Al-SiC-Gr kompozit
Al % SiC % Gr % Aşınma Yükü
5 90 10 0 1 N
6 89,5 10 0,5 1 N
7 89 10 1 1 N
8 88,5 10 1,5 1 N
9 90 10 0 2 N
10 89,5 10 0,5 2 N
11 89 10 1 2 N
12 88,5 10 1,5 2 N
13 90 10 0 3 N
14 89,5 10 0,5 3 N
15 89 10 1 3 N
16 88,5 10 1,5 3 N
17 90 10 0 4 N
18 89,5 10 0,5 4 N
19 89 10 1 4 N
20 88,5 10 1,5 4 N
21 90 10 0 5 N
22 89,5 10 0,5 5 N
23 89 10 1 5 N
24 88,5 10 1,5 5 N
624

2.5. Mikroyapı İncelemesi
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3. Aşınma deneyi sonrası numune ağırlıklarındaki değişim
Numunelerin mikroyapıları incelenmiştir (Şekil 5-8)
Şekil 4. Aşınma deneyi sonrası bilya ağırlığındaki değişim
Şekil 5. %0 grafit içeren numune (40x) Şekil 6. %0,5 grafit içeren numune (40x)
Şekil 7. % 1 grafit içeren numune (40x) Şekil 8. %1,5 grafit içeren numune (40x)
625

3.SONUÇLAR
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
1. En yüksek yoğunluk %1 Gr içeren numunelerde elde edilmiştir.
2. Aşınma deneylerinde yük 4 ve 5 N kullanıldığında grafit miktarı arttıkça aşınma kaybı artmıştır. 1, 2 ve 3 N
kullanıldığında ise aşınma kaybı grafit miktarı değişimlerinden fazla etkilenmemiştir.
3. En düşük aşınma kaybı tüm yükler için % 0.5 grafit içeren numunelerde elde edilmiştir. Grafit miktarının artması
mekanik özellikleri düşüreceğinden dolayı bu oran en uygun grafit oranıdır.
4. Karşı eleman üzerinde aşınma mesafesi arttıkça çok az kompozitten yapışma olmuştur. Karşı elemanın aşınma
kaybı çok az olmuştur.
5. Grafit miktarı arttığında çapraz kırılma dayanımında azalma meydana gelmiştir.
4.KAYNAKLAR
1. A. Marinkovi , A. Vencl, “Influence of the Solid Lubricant Particles Reinforcement on Composites Tribological
Properties”, 11th International Conference on Tribology, 2009
2. S. Akgün Kayral, “Plazma Püskürtme Yöntemi ile BN, B C ve SiC Takviyeli Alüminyum Kaplamaların Üretimi, Ka-
4
rakterizasyonu ve Aşınma Davranışının İncelenmesi”, Celal Bayar Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, 2011.
Y.B. Liu, J.D. Hu, Z.Y. Cao, P.K. Rohatgi, Wear resistance of laser processed Al-Si-graphite composites, wear,
206, 1997, 83-86.
3. G. Rajaram, S. Kumaran, T. Srinivasa Rao, M. Kamaraj, “Studies on high temperature wear and its mechanism
of Al-Si/graphite composite under dry sliding conditions”, Tribology International, 43, 2010, 2152-2158.
4. Karamış, M.B., Odabaş, D., “Ötektoid altı çeliklerin kayma sürtünmesinde adhesiv aşınma katsayısının araştırılması”,
3. Ulusal Makine Tasarım Ve İmalat Kongresi, Ankara, 155-163, (1988).
5. Ted Guo ML, Tsao CYA., “Tribological behavior of self-lubricating aluminium/ SiC/graphite hybrid composites
synthesized by the semi-solid powder densification method”, Composites Science and Technology
2000;60:65–74.
6. H. Hocheng, S.B. Yen, T. Ishihara, B.K. Yen, “Fundamental turning characteristics of a tribology-favored graphite/aluminum
alloy composite material”, Composites Part A, 28A, 1997, 883-890.
7. S.Suresha, B.K. Sridhara, “Effect of addition of graphite particulates on the wear behaviour in aluminium-silicon
carbide- graphite composites”, Materials and Design, 31, 2010, 1804-1812.
8. S. Suresha, B.K. Sridhara, “Wear characteristics of hybrid aluminium matrix composites reinforced with graptite
and and silicon carbide particulates”, Composites Science and Technology, 70, 2010, 1652-1659.
626

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
FORMING
PROCESSES
www.turkishpm.org
627

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
THE EFFECT OF MILLING SPEED ON PARTICLE MORPHOLOGY AND
PARTICLE SIZE OF AL 2024 POwDERS PREPARED BY USING hIGh
ENERGY BALL MILLING
Aykut Canakci 1 , Temel Varol 1 , Recep Sen, Sinan Yildiz
1 Department of Metallurgical and Materials Engineering, Karadeniz Technical University, Trabzon, Turkey
aykut@ktu.edu.tr, tvarol@ktu.edu.tr
ABSTRACT
In the present work, the effect of milling speed on particle morphology and particle size of Al 2024 powders, prepared
by high-energy ball milling, was investigated. The powder mixtures were milled in a planetary ball mill for
different milling times of 0.5, 1, 2, 4, 6, 8 and 10h. Milling speed was 250rpm and 350rpm and ball to powder weight
ratio was 10:1. Because of excessive cold welding for soft material such as Al, process control agent was used
to decrease the tendency of cold welding. Methanol was used as process control agent (PCA). Scanning electron
microscopy (SEM) was used to evaluate the morphological and microstructural evolution of the powder synthesized
by high energy milling. Particle size and powder morphology as a function of milling time were determined. The
results show that the increasing milling speed increases the work hardening and fracture occurrence in Al 2024
powder during the milling process, affecting the structural evolution of the powder.
1. INTRODUCTION
High-Energy ball milling was also known that metal powder particles could be fractured when subjected to heavy
plastic deformation. However, if ductile metal powder particles are used, cold welding among them would prevent
fragmentation of the particles. Hence, at same stage cold welding could be as rapid as fracturing. This welding
could be avoided or minimized by employing special chemicals that act as surfactants, such as stearic acid, methanol.
Consequently, cold fracturing take place more easily and effectively to produce finer particles [1].
Mechanical alloying (MA) or high-energy ball milling (HEBM) is solid-state powder processing involving repeated
welding, fracturing and rewelding of powder particles in a high-energy ball mill. Process variables in this method
such as milling time, milling speed, ball to powder weight ratio and process control agent have effects on the final
structure and morphology of the powders [2-5]. High-energy ball milling (mechanical alloying) induces high energy
impacts on the charged powder by collision between balls and particles causing severe plastic deformation, repeated
fracturing and cold welding of the particles leading to nano crystalline materials [6-9]. The main aim of this
study is to investigate the effect of different milling speeds on the morphology and particle size of Al2024 powders.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURES
The as-atomized Al2024 powders (Gündoğdu Exotherm Company, Turkey) with an average particle size of 111µm
which varies between 90 µm and 125 µm was used as raw materials. The chemical composition of as-atomized
Al2024 alloy (in wt.%) was 4.85 Cu, 1.78 Mg, 0.385 Si, 0.374 Fe, 0.312Mn, 0.138Zn, 0.042Cr, 0.005Ti and Al (balance).
Fig.1 shows the morphology of as received Al2024 alloy powder. The Al2024 alloy powders are ligamental
like shape. Powders samples were withdrawn at time of 0.5, 1, 2, 4, 6, 8 and 10h with two different milling speeds of
250 and 350 rpm for morphological and microstructural analyses. The milling process was carried out in a planetary
ball mill (Fritsch Gmb, model “Pulverisette Premium Line 7”) at room temperature using tungsten carbide container.
The milling medium component was tungsten carbide balls with 10mm in diameter. The ball-to-powder weight ra-
628

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
tio (BPR) was selected as 10:1. A total of 2 wt % of methanol was added to the ball-mill as process control agent
(PCA). To prevent over heating, ball milling experiments were stopped for every 0.5h and then resumed when the
temperature of the container decreased to the room temperature. The particle size distribution of as-received and
milled powders was quantified by using a laser particle size analyser. The morphology evolution of the powders
during milling was investigated by SEM. Apparent density of powder samples were measured using a standard Hall
Flowmeter. The microhardness of as-received and milled powders was measured by a microhardness tester (struers
microhardness tester) by applying 10g load [10].
3. RESULTS AND DISCUSSIONS
3.1 Effect of milling speed on milling process
Fig.1. Morphology of as-received powders.
Fig. 2 shows the used milling medium components (ball and vial) and Al2024 powders before and after milling. As
it can be seen, the Al2024 powders are little cold-welded to balls due to applied normal force between ball-ball and
ball-mill. In fact this phenomenon is due to locally increasing of temperature [11]. Vial and ball surfaces in Fig. 2c
are very much cold welded than vial and ball surfaces in Fig.2b due to high efficiency of ball-powder-vial collision.
As can be seen in Fig. 2, the Al2024 powders are very much cold-welded to balls and vials surfaces at milling speed
of 350rpm (Fig. 2c) than at milling speed of 250rpm (Fig. 2b) due to high efficiency of ball-powders-vial collision.
The powder yield could also be lower if the powder gets stuck to vial and ball surfaces due to increase in cold welding
caused by the higher degree of plastic deformation [1]. However, morphology and particle size of Al2024 were
changed with different milling speeds of 250 rpm and 350 rpm (Fig. 2a, 2b, 2c). It is easy to realize that the faster
the mill rotates the higher will be the energy input into the powder. This is because the kinetic energy of the milling
medium is impacted to the powder being milled. Therefore, the kinetic energy supplied to the powder is higher at
higher relative velocities of the milling medium [1]. Particle size of Al 2024 powders at high milling speed of 350rpm
was smaller than at low milling speed at 250rpm due to high efficiency of ball-powder collision.
(a) (b)
(c)
Fig.2. Used milling medium components (balls and vial) and Al2024 powders before and after milling.
(a) Before milling (b) At 250rpm, after milling (c) At 350rpm, after milling.
629

3.2. Powder morphology
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The main process which takes place in a mill during the MA method to produce quality powders with controlled
microstructure is the repeated welding, fracturing, and rewelding of a mixture of powders. The morphology of the
initial powders is modified when they are subjected to ball collisions.
It is worth noting that the effects of collisions on the milled powders depend on the type of the constituent particles.
It has been shown that the initial ball-powder-ball collision causes the ductile metal powders to flatten and work
harder when they are cold welded and heavily mechanically deformed. They are brought into intimate contact,
forming layered structure of composite particles consisting of various combinations of the starting ingredients, as
schematically shown in Fig. 3. Further milling results in cold welding and deformation of the layered particles and a
refined microstructure is obtained.
Due to the initially low hardness of the starting elemental powders, the lamellar spacing of the agglomerated particles
is quickly reduced upon further milling. Increasing the MA time increases the hardness and this leads to
fracturing of the agglomerated powders into smaller particles. In the following stage, the welding predominates,
causing the equiaxed particle formation. Then welding and fracture mechanism reach equilibrium and the formation
of particles with randomly oriented interfacial boundaries. The final stage is characterized by the steady state
process, in which the microstructural refinement can continue, but the particle size and size distribution remain
approximately the same [12].
Fig. 3. Evolution of different stages of mechanical alloying of a ductile-ductile system according to [12].
The changes of in morphology of particles at 250rpm and 350rpm are showed in Fig. 4 and Fig. 5. It can be observed
that different morphologies occurred during high energy milling. During high-energy milling, plastic deformation,
cold-welding and fracture are predominant factors, in which the deformation leads to a change in particle
shape, cold-welding leads to an increase in particle size and fracture leads to decrease in particle size [13, 14].
Fracture is very low at the beginning of milling for both milling speed due to the lack of enough particles to deform.
Fig. 4b shows Al 2024 powder morphology after 0.5h of milling and Al 2024 particles have a flake like shape at this
stage. After this stage, until at end of 2h of milling, there is very little change in morphology (Fig. 4c).
However, some particles were fractured with increasing milling time particles get work hardened and after 2h of
milling, the tendency to fracture predominates over cold welding (Fig. 4d). In other words, work hardening of the
deformed particles reached a critical value which led to the activation of the fracture process [2]. Fig. 4e shows the
morphology of the powders fractured at the end of 4h of milling. Milled powders exhibited a shape changes from
flake-like to nearly spherical or angular shape. As can be seen, Fig. 4d, 4e, after this stage, powder morphology
almost unchanged but the fracture continued until the end of 8h of milling.
As can be seen Fig. 4f, at the end of 10h of milling, powders agglomerate seriously. There are various reasons for
this situation. The most important of these reasons is the low milling speed of vial. Therefore, methanol (PCA) could
not be absorbed by the surfaces and powders were agglomerated to each other [10]. In addition, decreasing particle
size is one other factor affecting agglomeration [9].
630

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(a) (b) (c)
(d) (e) (f)
Fig. 4. Morphologies of Al 2024 powders after different milling time at vial milling speed of 250rpm:
(a) 0.5h, (b) 1h, (c)2h, (d) 4h, (e) 8h, and (f)10h [10].
(a) (b) (c)
(d) (e) (f)
Fig. 5. Morphologies of Al 2024 powders at milling speed of 350rpm:
(a) 0.5h, (b) 1h, (c) 2h, (d) 4h, (e) 8h, and (f)10h.
Fig. 5 shows the morphology of the powders of milled at 350 rpm. Similar morphologies are seen with Fig. 4 but
fracture is much more than previous procedure (250rpm). Milled powders exhibited a shape changes from flake-like
to nearly spherical or angular shape in a short time. Kinetic energy per collosion increases by increase of milling
speed from 250 to 350rpm and therefore, particles get more work hardened. Moreover, agglomeration is less than
the previous processes. This observation shows fracture is more than previous processes (250rpm).
3.3. Particle size
Fig. 6 shows the measurement of particle sizes of the Al 2024 powders for different milling speed and different milling
time. The measurment shows that a light difference in particle size can be observed up to 1h of milling. With
631

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
increase in milling time, particle size show a significant change and particle size gradually decreased. As it can be
seen, the average particle size of both the process is almost the same at the end of 10h of milling. Meanwhile, there
is a significant difference between two different milling speeds (250 and 350rpm). It was reached steady state in first
speed of 250rpm but fracture is still continues in second speed of 350rpm at the end of 8h of milling. In other words,
ball-impact energy of balls increases because of increasing milling speed so work hardening of particles increases
and thus increasing the amount of fractured particles [12].
3.4. Particle microhardness
Fig. 6. The change of particle size with milling speed and milling time.
The change of microhardness of milled powders as a function of milling time is shown in Fig.7. In general, increasing
the milling time increases the deformation and work hardening of milled powders. In this study, there is a continuous
increase in hardness of powders with increasing milling time. Moreover, increasing milling speed increases
microhardness of powders due to increasing work hardening.
3.5. Apparent density
Fig.7. The change of microhardness with milling speed and milling time.
The first point observed in the high-energy process is the dependence of milling speed and time on apparent density.
Fig. 9 shows this dependence for the Al 2024 powders. The predominantly ligamental or irregular morphology
of the initial (as received) powders causes bad powder packing, which results in the low initial apparent density values.
The ligamental morphology of the shorter-time mechanically milled powders brings good powder packing due
to convert into semi-spherical from ligamental powder, and consequently increases in the apparent density values.
Then, the laminar morphology of the shorter-time mechanically milled powders brings poorer powder packing, and
consequently decreases in the apparent density. After longer milling, the apparent density of the Al 2024 powders
reaches a steady value [12].
632

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 8. Apparent density changes versus time of mechanical alloying for Al 2024 powders.
4. CONCLUSION
The results indicate that milling speed occurs considerable effects on the milling process, powder morphology and
particle size as well as on the structural behaviour of the as milled powder.
1. The Al 2024 powder particles submitted to high energy ball milling are in good agreement with the model description
proposed for ductile-ductile systems.
2. Fracture effectiveness of high energy ball milling increases with increasing milling speed.
3. Particle size distribution of Al 2024 powders was homogenous after 8h of milling process and particle size reduction
increases with increasing milling speed.
4. Apparent density of Al2024 were changed with different milling speeds and apparent density of 350rpm speed
was higher than 250rpm speed for milled Al2024 powders.
5. Microhardness measurements of milled powders indicate their increase in comparison to the initial values of Al
2024 powders for the two different milling speeds and microhardness of 350rpm speed was higher than 250rpm
speed for milled Al2024 powders.
ACKNOWLEDGEMENT
The authors are grateful to Karadeniz Technical University Research Fund for the financial supporting of this research
work (No: 2007.112.10.2). The researchers would also like to thank to Gundogdu Exotherm Service for
providing Al 2024 powders.
REFERENCES
1. C. Suryanarayana, “Mechanical alloying and milling”, Marcel Dekker, New York, 2004
2. Kh. Gheisari, S. Javadpour, J.T. Oh, M. Ghaffari, Journal of Alloys and Compounds 472 (2009) 416–420.
3. I. Estrada-Guel, C. Carreno-Gallardo, D.C. Mendoza-Ruiz, M.Miki-Yoshida, E.Rocha-Rangel, R. Martinez-
Sanchez, Journal of Alloys and Compounds 483 (2009 173–177).
4. J.B. Fogagnolo, D. Amador, E.M. Ruiz-Navas, J.M Torralba, Materials Science and Engineering A 433 (2006)
45-49.
5. Syed Nasimul Alam, Materials Science and Engineering A 433 (2006) 161-168.
6. M.M. Rajath Hedge, A.O. Surendranathan, Front. Mater. Sci. China 4(1) (2009) 310-318.
7. R. Daly, M. Khitouni and N. Njeh, Physics Procedia 2 (2009) 685-691.
8. Hafeez Ahamed, V. Senthilkumar, Journal of Alloys and Compounds 505 (2010) 772–782
9. L. Lu, M.O. Lai, S. Zhang, journal of Materials Processing Technology 67 (1997) 100-104
10. R. Sen, S. Yildiz, Karadeniz Technical University, Department of Metallurgical and Materials Engineering,
Trabzon, Turkey, Graduation Thesis, 41 pages, 2011.
11. S.M. Zebarjad, S.A. Sajjadi, Materials & Design 27 (2006) 684-688.
12. M. Adamiak, Journal of A Achievements in Materials and Manufacturing Engineering, 31(2008) 191-196.
13. C. Suryanarayana, Prog. Mater. Sci., 46 (2001) 1-184.
14. Li. Lu, Y.F. Zhang, Journal of Alloys and Compounds 290 (1999) 279-283.
633

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
THE EFFECTS OF PARAMETERS ON THE SYNTHESIS AND THE
PIEZOELECTRIC PROPERTIES OF PLZT CERAMICS BY SOL-GEL AND
MECHANICAL MILLING METHODS
Shahab Khameneh Asl * , Shahin Kh. Asl
Department of materials science and engineering, Faculty of Mechanical Eng., University of Tabriz, Tabriz, IRAN
ABSTRACT
PLZT ceramic powders were successfully prepared from the mixture of zirconium (IV) propoxide, titanium (IV)isopropoxide
and lead and lanthanum acetate trihydrate by modified sol-gel synthesis and ZrO 2 , PbO, TiO 2 and La 2 O 3
by high energy mechanical alloying under different conditions. The formation of perovskite phase in the calcined
PLZT powder has been investigated by X-ray diffraction (XRD) techniques. The morphology evolution was determined
by scanning electron microscopy (SEM) technique.
The PZT powders with nanometer grain size were synthesized at a temperature lower than that required in the
conventional process. In the present work, PLZT samples were prepared by a sol-gel and mechanical activation
methods at a temperature as low as 700°C with the particle size in the range of 20-30 nm. Fully dense PZT ceramics
with 98% of the theoretical density have been achieved from powders at a sintering temperature of 1200°C for 2 h.
The good dielectric and ferroelectric properties of the sintered PLZT ceramic were measured for both methods.
Keywords: A. PLZT powder, B. sol-gel, C. mechanical activation, D.electrical properties
INTRODUCTION
Lead zirconate titanate PZT with morphotropic phase boundary is one of the most widely used piezoelectric materials
with the perovskite structure [1-2]. Other oxides can be added to improved PZT’s properties. Substituting the Asites
of Pb 2+ with La 2+ leads to a considerable improvement in the electrical properties of PZT. As the electric valence
of the added cations is larger than the electric valence of the original cations, the crystal cell contains a vacancy in
the A-site (Pb 2+ ) , As an average , the substitution of two A-site Pb 2+ ions with two aliovalent La 3+ ions will result in
one valance of an A–site in the crystal lattice, This substitution change the material properties, such as dielectric
constant, dielectric loss, elastic modulus, etc [3].
PLZT powders traditionally prepared by solid-state reaction processing oxides as the starting materials [4] the
conventional method requires a high sintering temperature. This leads to poor microstructure and properties of
piezoelectric. One of efforts to avoid this problem is to use ultra fine PLZT powder.
This powder can be synthesized by wet-chemical process [5] sol-gel process [6] and hydrothermal reaction [7] and
mechanical milling [8]. Reaction sintering is a promising fabrication technique for PZT ceramics in which reaction
between constituent phase, take place during sintering process at high temperatures.
It is simple process procedure and enhanced densification progress. Shrout et al [9] found that reactive sintering
process occurred during the final stages of perovskite formation. Preparation of PZT ceramics via a reactive sintering
from their chemically coprecipiated precursors were reported by Xue and Wang [10]. In the present work,
ultrafine PLZT powders via sol-gel and mechanical activation processes were synthesized and these mixtures
showed a very high sinterability from which the PZT ceramics could be derived at temperatures from 1100 o C to
1200 o C.
634

EXPERIMENTAL PROCEDURE
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The starting materials were commercially available PbO(99.9%, Merck), ZrO 2 (99.9%,Merck), TiO 2 (99.9%,Merck),
La 2 O 3 for solid state methods and Trihydrated lead acetate [Pb(CH 3 COO) 2 -3H 2 O]( analytical grade, Merck), zirconium
n-propoxide [Zr(OCH(CH 3 ) 2 ) 4 ](assay 70% in propanol, Fluka), hydrated Lantanium acetate and titanium
iso-propoxide [Ti(OCH(CH 3 ) 2 ) 4 ] (for synthesis, Merck )for sol gel method.
According to chemical formula Pb 1.1 (Zr 0.53_s La s Ti 0.47 )O 3 ; x = 0.01–0.05, approximate amounts. of starting materials
were weighed. In solid state methods, oxides mixed in an alumina jar for 24 h in ethanol and for activation further
milled in planetary ball mill.
Milling conditions were the following: stainless steel jar and balls, ball to powder weigh ratio was 20:1, powder
quantity was 20 g, air atmosphere, rotation speed of discs was 350 min-1, and milling time was 900 min. In the sol
gel method, lead acetate trihydrate and hydrated lanthanum acetate were dissolved in heated acetic acid.
The solution was dehydrated at 105°C for 2 h and after cooling to 80°C it was mixed with the acetate solution of zirconium
and titanium propoxide in the required ratio of compounds. By polycondensation of the orange lead zirconyl
titanyl acetate after adding a hydrolyzing agent [ethylene glycol, H 2 O and NH 3 (aq)] with the temperature of 80°C,
an yellow sol was formed, which was converted to a gel at the given temperature 11 . Polycondensation took place in
closed flasks. After polycondensation (12 h), it was dried at 100°C in 8 h.
All powders calcinated in optimum calcinations conditions for the manufacture of perovskite PZT powder. Calcinated
powders were subsequently examined by room temperature X-ray diffraction (XRD; SIEMENS D500), using
CuKα radiation, to identify phase formation.
Crystal size and phase formation were analyzed by Sheruder low [12] and standard JCPDS files. The mixtures were
pressed in to grain pellets and sintered at 1100°C- 1300 o C for 2h. The density of PZT ceramics was measured by
using Acheron method. The dielectric property of the sintered samples was measured by using impedance analyzer.
The ferroelectric properties of the PLZT powders were measured using an RT 66A ferroelectric tester.
RESULTS AND DISCUSSION
Fig.1 illustrates the XRD patterns of calcined PLZT prepared by mixed oxides and mechanical activation, and solgel
methods at 850, 650, 600 o C respectively. The patterns for the calcined powder suggest that the phase is mainly
perovskite. However, there exist some extra peaks for conventional powders and the broaden peaks with small tail
and low crystallinity appeared at 2θ at 45° for other methods.
After sintering all compositions have the single perovskite phase. It illustrated that there is no secondary phase
against La content’s will. PLZT derived by sol gel and mechanical activation formed completely in lower temperature
than conventional method.
Fig. 1. XRD patterns of calcined (a) mixed oxides 850 °C, (b) sol gel600 °C, (c) mechanical actived 650 °C PLZT
at suitable temperatures for 2 h (xxx: PZT, p:PbO, precursors).
635

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The theoretical density of sintered PZT (52:48) doped with 1.0 –5.0% La varied from 8.07 to 7.78 g/cm 3 and it slightly
deceases with increasing La content for all methods. As illustrated in Table1, The bulk density of samples that ultra
fine powders have a good sinterablity than conventional powders at lower temperature. The density of mechanical
powders is rapidly increased in low temperature because of its stored stress that can be change to chemical force
and its high grain surface that can be released by sintering. The loss of PbO had another effect that caused the
decrease in density at high temperatures.
Table 1. Some physical properties of PLZT sintered at various conditions
Table 2 summarizes the dielectric constants and some piezoelectric parameters of the ceramics. It was observed
that the dielectric constant remarkably increased with increasing sintering temperature initially. It can be found that
the dielectric constant of PLZT increases with increasing density but with increasing grain size at high temperature
reduces its rate.
Table 2. Dielectric and piezoelectric of PLZT (1%La)
Results imply that control of La content and sintering temperature for each process to minimize grain size increases
dielectric constant. The value of k p for all conditions reached the maximum (0.47) at 1.00 mol% La before declining
steadily for higher La concentration. The value of k p tends to increase with increasing sintering temperature.
In contrast, the values of Q m dramatically declined from 225 to 96, and increased slightly for higher La content.
Moreover, the Q m tended to decrease with decreasing average grain size for PLZT. The mechanical quality factor,
Q m is reduced because of a reduction in the concentration of domain stability.
Scanning electron micrographs of the surface morphology of PLZT samples sintered at 1100 O C to 1300 O C at various
compositions are shown in Fig.4. In general, sol gel and mechanical PLZT samples show dense and homogeneous
microstructures, it can be seen from Fig. 3 that the grain size significantly decreases when La content is increased
from1.0 to 3.0 mol%, and relatively small changes occur for a higher La concentration. SEM images show that an
increase in La content and using the sol gel and mechanical methods decease grain size and porosity of samples.
636

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig.4. SEM microstructure of sol-gel PLZT ceramics by 1.00 mol%La sintered for 2 h (a) 1100 (b) 1200 (c) 1300 O C
CONCLUSION
In this study, lanthanum-doped lead zirconate titanates (PLZT) in the area around the morphotropic phase boundary
(MPB) have been investigated. The microstructure showed dense grains which tended to become smaller
when either increasing La 3+ content, or using the activation methods to decreasing sintering temperature. The
dielectric constant tended to increase with the activation methods, giving the maximum value of 2000 for 3.0 mol
percent La 3+ sintered at 1200 O C. As the average grain size decreased, the dielectric constant increased. The
value of planar coupling factor (k p ) was fluctuated and reached the maximum of 0.47 at 1.00 mol% La 3+ . In addition,
the mechanical coupling factor (Q m ) of the doped ceramics showed a significant decrease in all cases. The
overall results showed that PLZT prepared by sol gel method with 1.0 mol% La sintered at 1200 O C have the best
properties.
REFERENCES
[1] B. Jaffe, W.R. Cook Jr., H. Jaffe “Piezoelectric Ceramics” Academic Press, New York, 1971.
[2] Moulson A.J., Herbert J.M. “Electroceramics” Second Ed.,Wiley Press, 2003.
[3] Yang Wein-Duo “ PZT/PLZT ceramics prepared by hydrolysis and condensation of cetate precursors” Ceramic
International, 27 (2001) 373-384.
[4]. Satter N.,Colla E.L. ”Ferroelectric Ceramics. Tutorial reviews, theory, Processing, and applications” Birkhauser
Verlag Basel, 1993
[5] R.N. Das, A. Pathak, P. Pramanik, “Low-temperature preparation of nanocrystalline lead zirconate titanate
and lead lanthanum zirconate titanate powders using triethanolamine” J. Am. Ceram. Soc. 81 12 1998 3357–
3360.
[6] N. Okada, K. Ishikawa, T. Nomaru “Low hysteresis actuator of alkoxide-prepared Pb0.96Sr0.04(Zr0.51Ti0.49)
O3” Jpn. J. Appl. Phys. 30 (1991) 2267–2270.
[7] T.R.N. Kutty, R. Balachandan, “Direct preparation of lead zirconate titanate by the hydrothermal method” Mater.
Res. Bull. 19 1984 1479–1488.
[8] Kong L.B., Ma J. “PZT ceramics formed directly from oxides via reactive sintering“ Materials Letters 51(2001),
95–100.
[9] T. R. Shrout, P. Patant, S. Kim, G.S. Lee ”conventionally prepared submicrometer Lead- Based provskite powders
by reactive calcinations” J. Am. Ceram. Soc. 73 (7) (1990) 1862- 1867.
[10] J. Xue, J. Wang ”Lead zrconate titanate via reactive sintering of hydroxide precursors” J. Mater. Res. 14 (4)
(1990) 1503- 1509.
[11] T. Tunkasiri “Properties of PZT ceramics prepared from aqueous solution” Smart. Mater. Sci. 3 (1994) 243–
247.
[12] Suryanarayana c.,”Mechanical Alloying and Milling”, Progress in Materials Sci. USA, 46(2001)1-184.
637

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
THE IMPLEMENTATION OF RESPONSE SURFACE METHODOLOGY
FOR ThE OPTIMIZATION OF MILLING PARAMETERS IN ThE
SYNTHESIS OF Cu-Al 2 O 3 POWDER
Ali DORYAB*, Nader PARVIN** and Davoud HAGHSHENAS FATMEHSARI***
* Department of Mining and Metallurgical Engineering, Amirkabir University of Technology, Tehran,
Iran, doryab.aut@gmail.com
** Department of Mining and Metallurgical Engineering, Amirkabir University of Technology, Tehran,
Iran, nparvin@aut.ac.ir
*** Department of Mining and Metallurgical Engineering, Amirkabir University of Technology, Tehran,
Iran, davoudhaghshenas@gmail.com
ABSTRACT
In the present work copper-alumina powder has been successfully produced by mechanical milling.
Response Surface Methodology (RSM) was employed to study and optimize the effect of four factors,
namely as aluminum solubility in copper, milling time, ball powder ratio (BPR) and milling speed (RPM).
The response of the system was the difference in lattice parameter of copper after milling process.
Results demonstrated that among all the four factors, only rpm had statistically minor effect on the difference
in lattice parameter of copper. The most statistically significant interactions were found to be BPR,
solubility of aluminum in copper, and milling time respectively. The proposed model predicted that the
maximum value of lattice parameter is 0.356 where solubility of aluminum in copper, BPR, and RPM are
1.1, 10.2, and 1.1 h respectively. X-ray diffraction patterns, verified the RSM values.
Keywords: copper-alumina powder, mechanical alloying (MA), response surface methodology (RSM),
optimization
1. INTRUCUCTION
Mechanical alloying (MA) is a solid-state powder processing technique involving repeated welding,
fracturing, and rewelding of powder particles in a high-energy ball mill. Mechanical alloying is a complex
process and hence involves optimization of a number of variables to achieve the desired product
phase and/or microstructure.For many applications such as electronic packaging or manufacturing of
electrodes and contact materials [1], it is required that the materials must have a good combination of
electrical conductivity, wear resistance, and resistance to erosion and welding [2]. Mechanical attrition
of copper powders with ceramic particles has allowed the uniform introduction of small strengthening
phases and also promotes a microstructural grain refinement [3]. Copper-alumina metal matrix composites
(MMCs) combine the high electrical and thermal conductivity of the copper phase and high strength
and high thermal and chemical stability of the alumina phase. Thus copper-alumina MMCs have the
potential to offer both high strength and high electrical conductivity. In order to achieve high fracture
toughness and low processing cost, the Alumina phase in the microstructure should be in particulate
form, and the particle size should be small. Several techniques can be used to synthesize copperalumina
MMCs. Casting is one of the options [4] which has its own problems such as low toughness.
This limitation can be avoided by using the powder metallurgy (PM) process. As a way to improve the
mechanical properties at low temperatures, the matrix must be strengthened with particles, which have
a low diffusivity in the [5-6]. Type of mill, milling container, milling speed, milling time, type, size, and
size distribution of the grinding medium, Ball-to-powder weight ratio, extent of filling the vial, milling atmosphere,
process control agent (PCA) and temperature of milling [7]. All these process variables are
not completely independent.Distribution of reinforcing particles during ball milling is not only dependent
on ball milling parameters but also on initial particle sizes [8, 9]. The optimum milling time depends on
638

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
the type of mill, size of the grinding medium, temperature of milling, ball-to-powder ratio and desired
phase formation [10]. Another technique is a combination of oxidation and mechanical alloying Cu-Al
alloy powder is milled under an oxidizing atmosphere to produce the composite powder.[11] With this
technique, Cu powder is first partially oxidized, and then the partially oxidized powder is mechanically
alloyed with Al powder to facilitate reactions between CuO (or Cu2O) and Al, forming Al2O3 particles.
Also we can use in situ process; the Al2O3 particles were also produced in-situ by the reaction between
CuO and Al [12].
Identification of the correct optimum value of the effective parameters in mechanical alloying system is
a prerequisite for their successful exploitation. Different parameters identified in previous research as
significantly influencing the mechanical alloying system are Al %, time, BPR and RPM [6, 7, 8 and 12].
There are extensive literatures on mechanical alloying systems but an answer to the question of “what
is the optimum level of processing parameters” cannot be reliably found from these studies. This is because
in previous studies one-factor-at-a-time methodology has been used to optimize the abovementioned
parameters. This methodology is very inefficient and furthermore gives absolutely no information
about interactions between parameters in a process. The only methodology capable of providing an answer
to this question is factorial design of experiments (DOE). The use of techniques such as Response
Surface Methodology (RSM) - is able to simultaneously consider several factors at different levels, and
give a suitable model for the relationship between the various factors and the response [13]. The aim of
the present work is to evaluate and quantify interaction between important parameters in a mechanical
alloying system by using an appropriate methodology, namely RSM. A half fractional factorial central
composite design, was chosen as the design matrix since it allows reliable identification of first order
interaction between factors and provides a second order polynomial model which can be used to predict
optimum level of these parameters [13].
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
2.1. Materials
The materials used in the experiments were Cu powder, purity 99.5%, average particle size 63µm), Al
(purity 99.5%, average particle size 45 µm) and CuO (purity 99%, particle size 63µm) powders.
2.2. Experimental Methods
Table 1 presents the lists of 28 combinations of factor levels. Hardened steel vial containing tungsten
carbide (WC) balls, Ethanol 96° as PCA and the powders were sealed in a glove box filled with high purity
Argon. The ball milling was performed in a planetary ball mill. The Cu-Al powder mixture was milled
for up to 8 h. In the stage two, CuO powder was added to the optimized Cu(Al) solid solution for up to
8h and mechanically alloyed with ball to powder weight ratio of 4:1.
Samples (28 samples) were taken out from the vial and the amount of difference in lattice parameters
were studied by X-ray diffraction which was performed in a Philips PW1800 X-ray diffractometer with Cu
Kα Ni filtered radiation.
Table1. Central composite design arrangement and response
Experiment Factors Response(A°)
Number
Al % time BPR rpm
1 1.0 1.0 4 50 0.261
2 10.0 1.0 4 50 0.168
3 1.0 8.0 4 50 0.210
4 10.0 8.0 4 50 0.210
5 1.0 1.0 16 50 0.279
6 10.0 1.0 16 50 0.279
7 1.0 8.0 16 50 0.169
8 10.0 8.0 16 50 0.279
9 1.0 1.0 4 250 0.298
10 10.0 1.0 4 250 0.150
11 1.0 8.0 4 250 0.279
12 10.0 8.0 4 250 0.184
13 1.0 1.0 16 250 0.298
14 10.0 1.0 16 250 0.279
639

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
15 1.0 8.0 16 250 0.216
16 10.0 8.0 16 250 0.245
17 1.0 4.5 10 150 0.253
18 10.0 4.5 10 150 0.215
19 5.5 1.0 10 150 0.295
20 5.5 8.0 10 150 0.257
21 5.5 4.5 4 150 0.122
22 5.5 4.5 16 150 0.174
23 5.5 4.5 10 50 0.300
24 5.5 4.5 10 250 0.297
25 5.5 4.5 10 150 0.245
26 5.5 4.5 10 150 0.295
27 5.5 4.5 10 150 0.250
28 5.5 4.5 10 150 0.260
2.3. Experimental Design for RSM
A central composite design (CCD) was adopted to study four factors at three levels. Twenty eight experimental
runs consisting of 8 star points (star distance was 0) and 4 center points were generated with
4 factors and 3 levels by the principle of RSM using MINITAB Release 15. The levels employed for the
different factors, according to CCD design, are listed in Table 1.
The quadratic polynomial regression model (Equation 1) was used for predicting the response variable
in terms of the four independent variables:
Y is the response variable lattice parameter, b0, bi, bii, and bij are the coefficients of the intercept, linear,
quadratic and interaction terms, respectively, and Xi and Xj represent the four independent variables
(Al %, time. BPR and RPM).The experiments were carried out with two replicates and conducted in a
randomized order to avoid systematic bias.
The statistical significance of the full quadratic models predicted was evaluated by the analysis of variance
(ANOVA). The significance and the magnitude of the effects estimates for each variable and all
their possible linear and quadratic interactions were also determined. . Unless otherwise stated, the
significance level employed in the analyses was 5% (p

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
from 0.122 A° to 0.300 A°. The values of the regression coefficients are presented in Table 2. The linear
terms, except RPM, as well as the second order terms of the independent parameters, apart from Al
%, are significant. The statistical analysis of the interaction terms showed that, at 5% significance level,
there are significant interactions between Al %, time and BPR.
Based on the calculated values of the regression coefficients (Table 2) a polynomial regression model
equation that fitted 88.8% of the variation in the data is proposed as follows (coded values):
Response = 0.256 - 0.0141 Al% - 0.0143 time + 0.0188 BPR + 0.053 time × time
- 0.075 BPR × BPR + 0.019 Al% × time + 0.0.285 Al% × BPR - 0.0145 time × BPR (3)
The low values of P determined for the regression (P < 0.001), as well as the fact that the lack of fit of
the model was not significant (P > 0.05), revealed the suitability of the model (Table 3).
3.2. Study of Interactions
Table 2. Values of calculated regression coefficients (coded values).
Table 3.ANOVA table
In the cases where interaction between factors is statistically significant, surface plots give more complete
information regarding the effect of a factor on the response. Examination of the surface plot is
presented in Figure 1.
641

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 1 Surface plots for difference of lattice parameter (∆a) respect to BPR and Al solubility in
Copper (%wt) (a), time and Al solubility in Copper (%wt) (b), BPR and time (h) (c) (other parameters
are fixed at their middle values).
According to the results presented in Table 2,. BPR is the most effective parameter compared to the
amount of Al and time, due to higher regression coefficient. Figure 2 illustrates the contour plots of difference
of lattice parameter versus the variation of the three significant parameters (Al %, BPR and time).
It can be observed that the highest value of response, occurs at a BPR of around 10(dark green regions
in Figures 2 a and b).
Figure 2.Contour plots for difference lattice parameter with respect to BPR and Al solubility in
Copper (%wt) (a) and BPR and time(h) (b)(Other parameters are fixed at their middle values)
642

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Also, by increasing of Al% or time, response (difference of lattice parameter) was declined. In red region
response is in lowest value where Al% and time are at their highest level and the level of time and Al%
should be around 1.
The rapid decrease in lattice parameter occured at the very beginning of the milling process, then the
change in lattice parameter decreases slowly with the prolonged milling. The decrease in lattice parameter
is assumed to be due to the oxidation of dissolved aluminium, which forms as alumina dispersoids.
High diffusion rate of oxygen through the deformed copper matrix accelerated the process of oxidation
during milling.
This result is in agreement with a previous research that investigated the relationship between Cu-3.5
wt. % Al [7]. Lattice parameter and milling time relationship is shown in Figure 3.
Fig. 3. Lattice parameter vs. milling time for Cu-3.5 wt.% Al powder.
The BPR has a significant effect on the time required to achieve a particular phase in the powder being
milled. The higher the BPR, the shorter is the time required.
At a high BPR, the number of collisions per unit time increases and consequently more energy is transferred
to the powder particles and so alloying takes place faster.
3.3. Optimization of parameters in the mechanical alloying
Initially, optimization of the factors for achieving maximum response was carried out using the proposed
second order polynomial model (Equation 3). This exercise The following conditions: Al % = 1.1(%wt),
BPR = 10.2, time = 1.1h. To confirm this prediction, and therefore the applicability of the proposed second
order model for further optimization exercises, confirmation runs (i.e. runs at the predicted optimum
level of the factors) were carried out in triplicate. The 90% confidence interval for deference lattice
parameter under optimized conditions was obtained as 0.335 A°. (Fig.4)Since the value predicted by
the model is within this interval, this can be taken as the confirmation of the suitability of the regression
model for predictive purposes [12].
Figure 4. XRD pattern of the Copper-Aluminum powder (optimized variable parameters)
643

4. CONCLUSIONS
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
It was investigated that Response Surface Methodology has been successfully optimized mechanical
milling factors and to examine the effect of four most effective parameters namely as aluminum solubility
of copper, time, ball powder ratio and rpm in the mechanical milling of copper-alumina powder. It was
shown that BPR is the most effective parameter in compared other variable and It was also found that
RPM had statistically insignificant effect on the difference of lattice parameter. A polynomial regression
model equation is proposed as follows:
Response = 0.256 - 0.0141 Al% - 0.0143 time + 0.0188 BPR + 0.053 time × time
- 0.075 BPR × BPR + 0.019 Al% × time + 0.0.285 Al% × BPR - 0.0145 time × BPR
This exercise predicted that the maximum deference of lattice parameter is 0.356 which Aluminum solubility
in Copper, BPR, and time were obtained 1.1(%wt), 10.2, and 1.1 h respectively.
ACKNOWLEDGEMENTS
The authors would like to thank Sahand Mirzaei, Reza Bahrami for their assistance in the experimental
work.
REFERENCES
1. ASM Handbook, Powder Metal Technologies and Applications, vol. 7. ASM, USA, pp. 1020-1030.
1997
2. Chen, W., Kang, Z., Shen, H., Ding, B., Arc erosion behavior of a nanocomposite W-Cu electrical
contact material. Rare Met. 25, 37.2006
3. Lopez, M., Jimenez, J.A., Corredor, D., Precipitationcstrengthened high strength- conductivity copper
alloysccontaining ZrC ceramics. Composite: Part A 38, 272- 279.2007.
4. M.J. Couper, K. Xia, in: N. Hansen, D. Jnul Jensen, T. Leffers, Proceedings of 12th Ris¥ Symposium
on Metal Matrix Composite, Ris¥ National laboratory, Roskilde, Denmark, p. 291.1991
5. Lopez, M., Corredor, D., Camurri, C., Vergara, V., Jimenez, J., 2005.Performance and characterization
of dispersion strengthened Cu-Tib2 composite for electrical use. Mater. Charact. 55, pp.252-
262.2005
6. Omer G¨ uler, The investigation of contact performance of oxide reinforced copper composite via
mechanical alloying, journal of materials processing technology, 209,pp.1286-1290,2009.
7. Viseslava Rajkovic, Properties of copper matrix reinforced with nano- and micro-sized Al2O3 particles,
Journal of Alloys and Compounds 459,177-184, 2008
8. Suryanarayana, C., Mechanical alloying and milling. Progr. Mater. Sci. 46, 1-184.2001
9. J. Corrochano, The effect of ball milling on the microstructure of powder metallurgy aluminium matrix
composites reinforced with MoSi2 intermetallic particles, Composites: Part A, 2011.
10. Ovecoglu, M.L., Ozkal, B., Mechanochemical synthesis of WC powders by mechanical alloying. Key
Eng. Mater.pp. 264-268,89-92.2004.
11. E. Bobrova, M. Besterci, Powder Metall. Sci. Tech. 6 (1994) 7
12. D.Y. Ying, Processing of Cu-Al2O3 metal matrix nanocomposite materials by using high energy ball
milling, Materials Science and Engineering A286, 152-156, 2000.
13. John Wiley & Sons, Montgomery, D.C. Design and Analysis of Experiments (6th Edition), 2006.
644

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
EFFECT OF MANUFACTURING PARAMETERS ON PHASE GROWTH AND
hOMOGENIZATION OF A PM Al/Ni 3 AL COMPOSITE
Maziyar AZADBEh*, Maryam ABBASI*
*Department of Materials Engineering, Sahand University of Technology,
P.O. Box 51335-1996, Tabriz, Iran,
Corresponding author. Tel.:+98 412 3459446; fax: +98 412 3444333, azadbeh@sut.ac.ir
Maryamabbasi86@gmail.com
ABSTRACT
Aluminum reinforced with intermetallics present a special behavior due to the reaction between matrix and reinforcement.
This reaction forms interphases that influence the physical and mechanical properties of Al composites.
In this work an approach was made to study of produced interphases in a PM Al/Ni 3 AL composite, under varying
time of mechanical alloying and sintering conditions. To obtain different types of interphases and more homogenization,
aluminum powder was mixed with 5 wt.% Ni 3 Al particles (Intermetallics were obtained by mechanical alloying)
followed by uniaxial compacting of a preform, and subsequent sintering at different temperatures (580, 625 and
650ºC) accomplished.
A microstructural study, quantitative and qualitative analysis were carried out by SEM and XRD, showing the
chemical gradient formed at the interphase between Al matrix and intermetallic particles under different manufacturing
parameters. As well as raising sintering temperature and time of mechanical alloying for producing Ni 3 Al
particles increased diffusion of Ni through intermetallic particles to matrix. At higher temperatures, dissolution of
Ni 3 Al particles occurred with formation of concentric layers of Al 3 Ni and Al 3 Ni 2 phases.
Keywords: PM Al composite, intermetallic Ni 3 Al, mechanical alloying, manufacturing parameters, homogenization.
1. INTRODUCTION
Intermetallics of the Ni-A1 system would be excellent candidates for reinforcement of Al-base because they exhibit
a high level of hardness and melting temperature. However, aluminum intermetallic compounds are so brittle that it
alone cannot serve as a structural material. Attempts have been made to compensate the brittleness by embedding
it in a ductile matrix material. These metal matrix composites (MMCs) are currently being investigated because of
their superior properties as compared to those of most conventional materials [1, 2, 3, 4] .
The interfacial characteristics in metal matrix composites play an important role in determining the resultant composite
properties. This is because superior material properties in MMCs are attributed to the efficiency of the load
transfer from the matrix to the reinforcements through the matrix–reinforcement interface [5] . The degree of property
enhancement depends also on morphological factors such as volume fraction, size and spatial distribution of the
reinforcement phase arising from manufacturing parameters.
The major obstacle to the application of such materials is chemical reaction and interfacial bonding at reinforcement/
matrix interfaces during materials processing [6] , that affecting mechanical properties and corrosion resistance.
In order to solve this problem, some special techniques, such as adjustment of the chemical composition of the matrix
and manufacturing parameters such as sintering temperature in PM route are used therefore optimum sintering
temperature in PM route can be the main key in attaining improved properties.
645

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
However deleterious reaction products at intermetallic/matrix interfaces may form during sintering or solid solution
treatments giving rise to brittle interphases and modifications in matrix composition, which result in the worsening
of mechanical properties.
In some cases such as Al/NiAl, better bonding of the reinforcement to matrix gives better mechanical behavior of
composite, while the produced reinforcement is more brittle [7,8] .
As well as the mechanical alloying process changes dramatically the powder characteristics, the more refined
microstructure improved dispersion of the reinforcement particles and improved mechanical properties can be
achieved with this process route.
The aim of this study was investigation on the effect of manufacturing parameters such as different sintering temperatures
and MA exposure time on characterization of the microstructure of aluminum matrix/Ni 3 Al interface in Al/
Ni 3 Al composite where aluminides have been formed as the effect of diffusion and interaction between Ni and Al.
Depend on type and amount of created intermetallics at reinforcement/matrix interfaces, varying physical and mechanical
properties will be achieved. Therefore main role of manufacturing parameters on obtained properties of
composite should be considered.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
Aluminum matrix composites were produced employing pure aluminum as metal matrix when nanostructure Ni 3 Al
intermetallic particles were used as reinforcement. Aluminum powder from Merck Co. (Germany) was used as a
matrix material. Reinforcement particles used were the nanostructure Ni 3 Al Nickel aluminide (particles size less
than 100 nm) produced in mechanical alloying process with the conditions given in Table 1.
To investigate the effect of starting intermetallic reinforcement size on interfacial bonding and more homogenization
two different sizes of reinforcement were produced by selecting two appropriate mechanical alloying times (15 and
55 h).
The powders of Aluminum and Ni 3 Al were mixed to give the nominal composition Al–5 wt.% Ni 3 Al. The obtained
mixed powders were cold compacted uniaxially in the cylindrical matrix 14mm in diameter with floating die and oil
graphite die wall lubricated.
The compacting pressure was chosen equal to 400 MPa for 300 second. To investigate the effect of sintering temperature
on homogenization and interphase reaction, the compacted samples were sintered at 580, 625, 650ºC in
a vacuum furnace for 30 min followed by furnace cooling. Densities of the sintered parts were determined using
Archimedes principle (DIN ISO 3369).
Microstructural observations were made by optical microscopy (OM) and scanning electron microscopy (SEM).
The produced layers through diffusion of Ni at matrix/reinforcement interfaces were identified by energy-dispersive
X-ray (EDX) analysis. As well as the produced interphases under different sintering temperatures were obtained by
XRD examinations.
To determine macro-microhardness values, Vickers tests were performed in the carefully sectioned and polished
specimens. Vickers macro-microhardness values were the average of at least 10 indentations by applying 30 kg
and 25 g load for 15 s respectively.
Table1. Parameters of mechanical alloying for producing Ni 3 Al
646

3. RESULTS AND DISCUTION
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
In order to evaluate the effect of mechanical alloying on the reinforcement grain size, XRD analysis was performed
(see Figure 1).
Figure 1- X-ray diffraction pattern of elemental mixture powders and after 15 h and 55 h mechanical alloying for
the composition Ni 75 Al 25 , used as nanostructure reinforcement in fabrication of Aluminum matrix composite
Peak line broadening represented a decrease in the crystalline size of nanostructure Ni 3 Al and accumulation of
lattice strain with increasing time of mechanical alloying. The analysis of the XRD peaks was performed via the
Williamson–Hall method.
The evolution of matrix–reinforcement interface and spatial distribution of the reinforcement in the matrix in Al/5
wt% Ni 3 Al composite during sintering at three different sintering temperatures (580, 625 and 650°C) was followed
by optical microscopy and SEM observations on specimens prepared by embedding the sintered samples in epoxy
resin followed by conventional metallographic polishing.
Sintering Temperature=580°C Sintering Temperature=625°C Sintering Temperature=650°C
Figure 2. Microstructure of sintered Aluminium matrix composite particle reinforced with 5 wt.% Ni 3 Al particles
after 15 h of mechanical alloying
Figure 2 shows low sintering temperature (e.g. 580°C) can not eliminate the void around intermetallic that originated
at particle matrix interface and generated primarily by decohesion of the matrix-particle interface. Therefore
the bonding between the matrix and intermetallic particles is not strong and thickness of diffusion layer around the
intermellic is negligible. Microstructure of the composite sintered at 580° shows that Ni 3 Al particle reinforcements
remain approximately intact.
With increasing sintering temperature diffusive layers will be extended and reaction phases improve the bonding.
An analysis of the chemical composition by the energy dispersive X-ray (EDX) method in vicinity of the interface
with the matrix of sintered composite at 625°C, has shown the following contents: 24.37 at.% of Al and 75.63 at.% of
647

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Ni in the inner layer of reinforcement, 60.11 at.% of Al and 39.89 at.% of Ni in the middle layer of reinforcement and
75.22 at.% of Al and 24.78 at.% of Ni in the outer layer of interface (Figure 3). The EDX results and XRD patterns of
sintered composite at different sintering temperatures (Figure 4), confirm OM and SEM observations of the formation
of a multilayer at matrix–reinforcement interface in Al/Ni 3 Al composite, sintered at 625°C for 30 min.
Figure 3. EDX measurements in the diffusion zone around interface for Al+ 5wt.% Ni 3 Al, sintered at 625°C for 30
min
As it can be seen in Figure 2, higher sintering temperatures help more the diffusion of elements at matrix-reinforcement
interfacial. The spatial distribution of the reinforcement phase in matrix arising from sintering at 650°C is larger
than it created at 625°C. As well as pores in the microstructure of sintered composite at 650°C are more rounded
with respect to other samples that sintered at lower temperatures.
Exothermic reaction due to the formation of Ni-Al intermetallic compound [9] during sintering of Al/5 wt.% Ni 3 Al composite
at 650°C causes heat flow through the Aluminum matrix that contribute to eliminate pores and make them
round.
Comparison of the microstructure in Figure 2 shows that the thickness of interfacial layer increases with rising
sintering temperature.
Comparing the microstructure of sintered composite at different temperatures in Figure 2 shows that the new phases
at interface also have the effect of increasing volume locally, compressing the matrix around the intermetallic
particles, which is due to the different densities of the three Ni-aluminides [10] (7.45, 4.75 and 3.95 g/cm 3 respectively
for Ni 3 Al, Al 3 Ni 2 and Al 3 Ni).
The Obtained microstructures under different manufacturing parameters are in a good coordination with measured
sintered density. Density was determined by Archimedes principle (DIN ISO 3369) since this method is more precise
than calculating the density from the dimensions. The sintered density values for Al/ 5 wt.% Ni 3 Al composite
sintered at 580, 625 and 650°C are 2.79, 2.88 and 2.89 g/cm 3 , respectively.
648

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 4. X-ray diffraction pattern of Al/Nickel aluminide composite as green and as sintered at different
temperatures. The peaks are labeled accordingly
It can be concluded that at higher sintering temperature (625 and 650°C) dissolution of the Ni 3 Al intermetallic in
Al/5wt.% Ni 3 Al composite occurs with formation of concentric layers of Al 3 Ni and Al 3 Ni 2 reaction products according
to the following sequence:
Firstly the Al 3 Ni phase nucleates and grows enveloping the dissolving Ni 3 Al nucleus. This can be attributed to solidstate
inter-diffusion that occurs between aluminum and nickel at temperatures below the eutectic temperature and
form predominantly aluminum-rich compounds. Then the Al 3 Ni 2 phase nucleates and grows between the remaining
Ni 3 Al nucleus and the growing Al 3 Ni layer. These phase transformation are exothermic which subsequently heat the
compact and thus triggering a reaction as well as it can be act as a driving force for diffusion of Ni and Al. Finally,
the Ni 3 Al and Al 3 Ni 2 phases completely dissolve and the equilibrium Al 3 Ni phase remains.
Constituent phases of interfacial layer created in Al/Ni 3 Al that sintered at 625°C for 30 min were studied by microhardness
measurements. The results of these measurements on the inner, middle, outer layer of diffusion bond and
matrix are shown in Figure 5. The microhardness of the produced intermetallic in the inner, middle and outer layers
and Aluminum matrix are of about 922, 1100, 770 and 59 HV0.025 respectively
Figure 5. Microhardness values (HV 0.025) of constituent phases at matrix – reinforcement interface in Al + 5
wt.% Ni 3 Al, sintered at 625°C for 30 min
The results of macrohardness measurements with a load of 30 kg (HV 30) for sintered samples are graphically depicted
in Figure 6. With increasing sintering temperature, the hardness of sintered samples increases. This behavior
is a consequence of the formation of diffusion reaction phases and better bonding of the reinforcement to matrix at
higher sintering temperature that affects the hardness of composite
649

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 6. Macrohardness of sintered Al + 5 wt.% Ni 3 Al particles (15 h – MA) at different temperatures
In order to investigate the effect of time of mechanical alloying process on interfacial bonding at reinforcement/
matrix interfaces, sticking reinforcement to matrix and more homogenization, Ni 3 Al particles that produced after 15
and 55 h mechanical alloying were used as reinforcement component in aluminum matrix composite (Figure 7). To
reveal the effect of reinforcement grain size on thickness of diffusion layer, specimens were sintered at 625°C for 30
min. At this sintering temperature, multilayer interface is seen obviously in the microstructure (see Figure 2 and Figure
3). Figure 7a shows Ni 3 Al particles (15 h MA) that surrounding by diffusion layers and Ni-Aluminide components
have been created. In the meanwhile it is seen in Figure 7b that Ni 3 Al particles (55 h MA) change to Al 3 Ni, due to
diffusion Ni to the Aluminum matrix and Aluminum to reinforcement particle and more dissolution of Ni 3 Al occurs.
Increasing time of mechanical alloying generate more defects such as vacancy besides more stored strain energy
in the powders due to large plastic deformation. The stored elastic energy, small volume to surface ratio are the
main parameters in creating the condition which led to the increase of reaction rate by providing short circuit diffusion
path.
The numerous interfaces provide a high density of short-circuit diffusion paths hence very enhanced diffusion rates
are expected for Ni 3 Al particles after 55 h of mechanical alloying in comparison with particles proceed after 15 h
of mechanical alloying. This enhanced diffusivity can have significant effect on spreading intermetallic phases at
interfacial. The increased diffusivity leads to increased sinterability and sticking reinforcement to matrix.
As well as the formation of Al 3 Ni leads to swelling of the compact and Kirkendall porosity due to unbalanced diffusivities
of nickel and aluminum. This phenomenon is more obvious in the case of composite with fine intermetallic
reinforcement because of rapid reaction between intermetallic and Aluminum matrix.
Figure 7. Microstructure of sintered Aluminium matrix composite particle reinforced with 5 wt.% Ni 3 Al particles
after 15 h and 55 h of mechanical alloying, sintered at 625°C for 30 min
650

4. CONCLUSION
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
1. Sintering temperature is one of the critical parameters in manufacturing of PM composite, which influence
interfacial characteristics in metal matrix composites, sintered density and obtained physical and mechanical
properties.
2. At higher sintering temperature (625 and 650°C) dissolution of the Ni3Al
intermetallic in Al/5 wt.% Ni Al com-
3
posite occurs with formation of concentric layers of Al Ni. The Al Ni phase nucleates and grows enveloping the
3 3
dissolving Ni Al nucleus. Then the Al Ni phase nucleates and grows between the remaining Ni Al nucleus and
3 3 2 3
the growing Al Ni layer; finally the Ni Al and Al Ni phases completely dissolve and the equilibrium Al Ni phase
3 3 3 2 3
remains.
3. The fine Ni Al reinforcements produced from prolonged mechanical alloying procedure promote the diffusion
3
process owing to large deformation of powder particles and hence more stored strain energy. Consequently,
thicker diffusive layers formed around the fine reinforcements during sintering and produce a composite with
decreased porosity percentage in comparison with the coarse intermetallic reinforcements at the same sintering
temperature.
4. Powder metallurgy is the most suitable method for processing Aluminum matrix composite reinforced with
intermetallic particles, because of its capacity to control reactions between matrix and reinforcement by proper
selecting of sintering temperature, exposure time in sintering process, size of intermetallic particles in other
words mechanical milling time and other manufacturing parameters applied to production procedure of starting
powder and other sequences of composite synthesis. Therefore importance of manufacturing parameters on
achieved properties of composite should take into account.
5. REFERENCES
1. - C. Di.Az, J.L. Gonzalez-Carrasco, G. Caruana, and M. Lieblich, “Ni 3 AI Intermetallic Particles As Wear-Resistant
Reinforcement for AI-Base Composites Processed by Powder Metallurgy”, Metallurgical and Materials
Transactions A, Vol. 27A, OCTOBER 1996, 3259-3266.
2 - W.H. Xu, X.K. Meng, C.S. Yuan, A.H.W. Ngan, K.L. Wang, Z.G. Liu, “ The Synthesis and Mechanical Property
Evaluation of Ni/Ni 3 Al Microlaminates”, Materials Letters, 46 (2000) 303–308.
3 - L. D’Angelo, G. Gonz´alez, J. Ochoa, “ Phase Transformations Study on Ni75Al25 and Ni50Al50 During Mechanical
Alloying and Sintering”, Journal of Alloys and Compounds, 434–435 (2007) 348–353.
4 - M. Krasnowski, A. Antolak, T. Kulik, “ Nanocrystalline Ni3Al Alloy Produced by Mechanical Alloying of Nickel
Aluminides and Hot-Pressing Consolidation”, Journal of Alloys and Compounds, 434–435 (2007) 344–347.
5 - I.G. Waston, P.D. Lee, R.J. Dashwood, and P. Young, “ Simulation of the Mechanical Properties of an Aluminum
Matrix Composite using X-ray Microtomography”, Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 37A,
March 2006—551.
6 - M. Adamiaka, J.B. Fogagnolo, E.M. Ruiz-Navas, L.A. Dobrzañski, J.M. Torralba, “ Mechanically Milled
AA6061/(Ti3Al)P MMC Reinforced with Intermetallics – The Structure and Properties”, Journal of Materials
Processing Technology, 155–156 (2004) 2002–2006.
7 - Hiroshi Okada, Yasuyoshi Fukui, Ryoichi Sako, Noriyoshi Kumazawa, “ Numerical Analysis on Near Net
Shape Forming of Al–Al 3 Ni Functionally Graded Material”, Composites, Part A 34 (2003) 371–382.
8 - H.A. Pour, M. Lieblich, A.J. Lo´pez, J. Rams, M.T. Salehi, S.G. Shabestari, “Assessment of Tensile Behaviour
of an Al–Mg Alloy Composite Reinforced with NiAl and Oxidized NiAl Powder Particles Helped by Nanoindentation”,
Composites, Part A 38 (2007) 2536–2540.
9 - L. Lu, M. O. Lai and S. Zhang, “ Thermodynamic Properties of Mechanically Alloyed Nickel and Aluminum
Powders”, Materials Research Bulletin , Vol. 29, No. 8, 1994, 889-894.
10 - H.A. Pour, M. Lieblich, A.J. Lo´pez, J. Rams, M.T. Salehi, S.G. Shabestari, “ Assessment of Tensile Behaviour
of an Al–Mg Alloy Composite Reinforced with NiAl and Oxidized NiAl Powder Particles Helped by Nanoindentation”,
Composites, Part A 38 (2007) 2536–2540.
651

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
TOZ METAL PÜSKÜRTME YÖNTEMİ İLE BORU İÇ YÜZEYLERİNİN
KAPLANMASI VE KARAKTERİZASYONU
Erdal KARADENİZ * , İsmail CEYLAN ** , Uğur ÖZSARAÇ *** , Azim GÖKÇE ***
* Sakarya Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Makine Mühendisliği Bölümü, Sakarya
** PETKİM, Aliağa, İzmir
*** Sakarya Üniversitesi, Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Sakarya
ÖZET
Bu çalışmada, 4”, 6” ve 10” ASTM A106 Grade A dikişsiz çelik boruların iç yüzeyleri bronz tozları ile toz alev püskürtme
yöntemiyle kaplanmıştır. Deneysel çalışmalarda, toz püskürtme mesafesi ve hava basıncı, değişken kaplama
parametreleri olarak alınmıştır. Püskürtme mesafesi olarak 50 mm, 100 mm ve 150 mm mesafe ve hava basıncı
olarak da 0, 0.5, 1 ve 2 bar değerleri kullanılmıştır. Standartlarda 150 mm- 250 mm arası toz püskürtme mesafesi
tavsiye edilmektedir. Daha küçük çaplı yatakların iç yüzeylerinin kaplanması için, püskürtme mesafesi azalışı ile
kaplamanın gerçekleştirilebilirliği araştırılmıştır. Bunun için püskürtme hava basıncı değerleri değiştirilerek çalışılmıştır.
Deneylerde elde edilen numunelerin ara yüzeyleri, mikrosertlik değerleri, yüzey pürüzlülükleri ve bağlanma
mukavemetleri incelenerek değişken parametrelerin bunlara olan etkileri tespit edilmiştir.
Anahtar kelimeler: Toz metal, Bronz, Alev püskürtme, Dikişsiz boru
INVESTIGATION AND ChARACTERIZATION OF INNER SURFACES OF
PIPES COATED BY POWDER SPRAY PROCESS
ABSTRACT
In this study, 4”, 6” and 10” ASTM A106 GRADE A-seamless steel pipes’ inner surfaces were coated with bronze
metal powders by powder flame spraying method. Spray distance and air pressure were chosen as variable parameters.
Spray distances were chosen as 50, 100 and 150 mm and air pressures were chosen as 0, 0,5, 1 and 2
bar. The recommended powder spray distance is 150-250 mm in standards, so the investigation of the coating of
smaller diameter pipe inner surfaces was aimed. Therefore, spray air pressure values were changed variously. The
interval surface images, micro hardness measurements, surface roughness and bonding strengths of specimens
were investigated to see how they were affected by these parameters.
Keywords: Surface Coating, Thermal Spray, Flame Spray, Compressed air pressure, Spray distance
1. GİRİŞ
Ağır çevre şartlarında çalışacak gerekli dayanıklılığa sahip ana metalleri, bu şartların zararlı etkilerinden korumak
için çok daha ucuz bir yöntem olan, dayanıklı ana metalin yüzeyini çevre şartlarından etkilenmeyen özelliğe
sahip malzemelerle kaplama teknolojisi geliştirilmiş ve yüzey kaplama teknolojisi olarak isimlendirilmiştir. Burada
kaplanan yüzeyler genellikle metal olmakla beraber, nadir durumlarda bazı metal olmayan yüzeylerin kaplanması
da olasıdır. Nispeten ucuz olan ve asıl yükü taşıyan ana malzemeler, uygun kaplama malzemeleri ile kaplanarak
aşınmaya, korozyona ve ısıya dayanıklı hale getirilebilir [1]. İşletmelerde karşılaşılan en büyük sorunlardan biri de
aşınan veya kırılan makine parçalarıdır. Kırılan makine parçaları çeşitli kaynak yöntemleriyle tamir edilebilir. Aşınma
nedeniyle isletme toleranslarının dışına çıkmış parçalar ise çeşitli kaplama yöntemleriyle kaplanarak tekrar orijinal
ölçü değerlerine getirilebilir. Çalışma ortamındaki şartlardan dolayı ortaya çıkan bu problemin önüne geçmek için
652

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
aşınan makine parçalarının yüzeylerinin neden aşındığının doğru olarak belirlenmesi ve bu aşınma faktörüne dayanıklı
bir malzeme ile kaplama yapılarak parçanın çalışma ömrünü uzatılması mümkündür [2].
Metaller üzerine uygulanan kaplamalar, iki temel prensibe göre yapılmaktadır:
(i) Kaplama ile metal arasında bir difüzyon bağı oluşturarak ve (ii) Kaplama ile metal arasında herhangi bir difüzyon
bağı olmaksızın metal-kaplama arasındaki mekanik yapışma ile bağlanması. Difüzyonlu kaplamalarda, metal ile
kaplama arasındaki bağın özellikleri, malzeme bileşimleriyle doğrudan ilişkilidir (örneğin; galvaniz kaplama). Toz
püskürtme gibi difüzyonsuz kaplamalarda ise, kaplama ve metal arasındaki mekanik yapışma tamamen kaplama
prosesi şartlarına bağlıdır [3].
Difüzyonsuz kaplama yöntemlerinden Termal sprey genel bir ifadeyle benzer prosesler vasıtası ile metalik ve metalik
olmayan kaplamaların uygulanması için yaygın olarak kullanılan bir gurup prosesi ifade etmektedir. Çok sayıda
termal sprey işlemi mevcut olmakla birlikte ticari olarak kullanılan dört temel metot: 1- Alev Püskürme (Toz alev
püskürtme ve tel alev püskürtme), 2- Ark Püskürtme, 3- Detanasyon Alev Püskürtme ve 4- Plazma Püskürtmedir. Bu
teknikler ile yumuşak metallerden son derece sert seramiklere kadar çok geniş bir aralıktaki malzemeler ile hemen
hemen tüm altlık malzemelerin kaplanması mümkün olmaktadır. Ayrıca bir malzemenin yüzeyine ince bir tabakanın
spreylenmesi aşınmaya, korozyona ve ısıya karsı direnci artırmakta ve ayrıca altlık malzemenin özelliklerini etkilememektedir
[4].
Bu çalışmada ASTM A106 Karbon Çelik boru malzemesinin iç yüzeyine toz alev püskürtme yöntemi kullanılarak
bronz kaplama tozu püskürtülmüş ve malzeme yüzeyi soğuk püskürtme yöntemiyle kaplanmıştır.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
2.1. Materyal ve Yöntem
Toz Alev Püskürtme yönteminde toz halindeki ilave metal bir sevk gazı ve sevk düzeneği ile iletildiği oksi-asetilen
alevi içinde eritilir ve asetilen-oksijen karışımının yanması ile oluşan genleşme yardımıyla hızlandırılır (kinetik enerji)
ve kaplanacak parça yüzeye püskürtülür. Sekil 1,1’de toz alev püskürtme yöntemi şematik olarak görülmektedir.
Şekil 1. Toz alev püskürtme yönteminin gösterimi [5].
Deneysel çalışmalar için 4”, 6” ve 10” çaplarında Çizelge 1’de kimyasal kompozisyonu verilen ASTM A106 GRADE
A dikişsiz karbon çelik boruların iç yüzeyleri toz püskürtme yöntemiyle Castolin firmasına ait Xuper Frixtec 19850
Bakır-Alüminyum alaşımlı toz ile kaplanmıştır. Boruların iç çaplarındaki farklılık nedeniyle püskürtme mesafesi 4”
borularda 50 mm, 6” borularda 100 mm ve 10” borularda 150 mm olarak tasarlanmıştır.
2.2. hazırlık
Çizelge 1. Altlık olarak kullanılan çelik boru malzemenin kimyasal kompozisyonu.
Element C Mn Si P S Cu Ni Cr Mo V
% 0,25 0,61 0,09 0,025 0,32 0,32 0,31 0,28 0,11 0,07
Dört adet 4”, üç adet 6” ve iki adet 10” boru tornada 100 mm boylarında kesilerek hazırlanmıştır. Daha sonra boruların
iç yüzeylerinden ve dış yüzeylerinden korozyonlu tabakalar tornada alınmıştır. 4” boruların iç çapı Ø 90mm’ye,
6” boruların iç çapı Ø 143 mm.’ye, 10” boruların iç çapı Ø 247 mm’ye islenmiştir. Malzeme içeriğindeki nemden
653

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
arındırılmak için 60 C° ye kadar ön tavlamaya tabii tutulmuştur. Kaplama işlemi esnasında malzeme sıcaklığı Raytek
PM Plus Model RAYPM30L2ISG termal tabanca ile kontrol edilmiştir (Şekil 2).
Şekil 2. Termal tabanca ile sıcaklık kontrolü. Şekil 3. Kaplama öncesi içine diş açılmış boru
Ön tavlamadan sonra borunun içine tornada 0,75 mm adıma sahip diş açılmıştır (Şekil 3). Ardından hemen kaplama
işlemine başlanmıştır.
2.3. Toz Metal Püskürtme ile Kaplama İşlemi
Kaplama işlemi PETKİM A.S. Merkez Bakım Atölyesinde yapılmıştır. Kaplamalar Castolin firmasına ait ROTOTEC
80 Toz püskürtme tabancası ile yapılmıştır. Borunun iç yüzeyine kaplama yapıldığı için kaplama uzatma nozulu
kullanılarak yapılmıştır. (Şekil 4).
Şekil 4. Toz püskürtme tabancası iç çap kaplama ( uzatma ) nozulu.
Aşağıda Şekil 5’te gösterildiği gibi asetilen ve oksijen değerleri Castolin firmasının verdiği değerlere göre ayarlanmış
ve nötr alev kullanılmıştır. Asetilen basıncı 0,7 bar, oksijen basıncı 4 bar olarak ayarlanmıştır. ROTOTEC 80
cihazının özelliğinden dolayı toz besleme debisi sabittir. Tüm kaplamalarda aynı toz debisi ile kaplama yapılmıştır.
Malzemeye M 0,75 diş açıldıktan sonra bağlayıcı toz olarak Xuper Ultrabond 51000 tozu ile 0,1 mm kalınlığında
astar kaplama yapılmıştır. Bütün kaplamalarda astar kaplama esnasında 0 bar basıncında hava kullanılmıştır. 4”
borularda 50 mm uzaklıktan püskürtme yapılarak, hava basınçları 0, 0,5, 1 ve 2 bar olacak şekilde 4 adet boru iç yüzeyine
1,5 mm kalınlığında kaplama işlemi yapılmıştır. 6” borularda 100 mm uzaklıktan püskürtme yapılarak, hava
basınçları 0, 1 ve 2 bar olacak şekilde 3 adet boru iç yüzeyine 1,5 mm kaplama işlemi yapılmıştır. 10” borularda
150 mm uzaklıktan püskürtme yapılarak, hava basınçları 1 ve 2 bar olacak şekilde 2 adet boru iç yüzeyine 1,5 mm
kaplama işlemi yapılmıştır (Şekil 6). Kaplamalar esnasında malzeme sıcaklığı termal pirometre ile kontrol edilerek
malzeme sıcaklığının 260 C°’yi geçmemesi sağlanmıştır. Malzeme bu sıcaklığa ulaştığında bir müddet soğumaya
bırakılmış sonra tekrar devam edilmiştir. Kaplama yapılan numuneler açık havada soğumaya bırakılmıştır. Soğuyan
malzemelerin iç çaplarından 0,5 mm talaş alınarak kaplama kalınlıkları 1 mm’ ye düşürülmüştür.
Şekil 5. Toz püskürtme tabancası ve gaz ayarları. Şekil 6. Alev toz püskürtme yöntemiyle kaplama.
654

3. DENEYSEL SONUÇLAR
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Yapılan kaplamalarda değişken parametreler olarak hava basıncı ve püskürtme mesafesi kullanılmıştır. Diğer parametreler
tüm kaplamalarda aynı tutulmuştur. Değişken parametrelere göre numunelere verilen kodlar Çizelge 2’de
verilmiştir.
Çizelge 2. Kaplamalar için püskürtme parametreleri
Numune Kodu
hava Basıncı
(bar)
Püskürtme Mesafesi
(mm)
A1 0 50
A2 0,5 50
A3 1 50
A4 2 50
B1 0 100
B3 1 100
B4 2 100
C3 1 150
C4 2 150
3.1. Mikroyapı
Ara Yüzey Mikroyapılarının İncelenmesi optik mikroskopta yapılmış, elde edilen mikroyapılar aşağıdaki şekillerde
verilmiştir. Bütün mikroyapı görüntüleri 50x büyütmede çekilmiştir.
Şekil 7. A1 kaplaması optik mikroskop görüntüsü. Şekil 8. A2 kaplaması optik mikroskop görüntüsü.
Yukarıda Şekil7’ deki A1 kaplaması incelendiğinde kaplama ara yüzeyinde astar tabakası açık renkte görünmektedir.
Ortalama 0,1 mm kalınlığında ince bir astar tabaka varlığı söz konusudur. Kaplama tabakasında bağ tabakası
ile üst kaplama arasındaki ara yüzeydeki siyahlıklar boşlukları temsil etmektedir. Bu görüntü iki tabakanın birbirine
iyi tutunmadığını göstermektedir. Kaplamanın görüntüsü, dalgalı klasik termal sprey görüntüsüdür. Fakat homojen
büyüklükte olmayan porozite varlığı göze çarpmaktadır. Büyüklükleri çok farklılık göstermektedir. Sekil 8’de 50 mm
püskürtme mesafeli 0,5 bar püskürtme basınçlı A2 numunesinden elde edilen mikroyapı fotoğrafı görülmektedir.
A2 numunesi mikroyapı fotoğrafları incelendiğinde, basıncın arttırılması kaplamada A1 numunesine göre daha
yoğun bir yapı oluşmasına sebep olmuş görülmektedir. Fakat porozite dağılımı ve büyüklüğü hala homojen değildir.
Yapışma mukavemetine yönelik, ara yüzeyde esas metal-bağ tabakası ve üst katman bağlantısı gayet iyi görünmektedir.
Şekil 9. A3 kaplaması optik mikroskop görüntüsü. Şekil 10. A4 kaplaması optik mikroskop görüntüsü.
655

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Sekil 9’da 50 mm püskürtme mesafeli ve 1 bar püskürtme basınçlı A3 numunesinden elde edilen mikroyapı fotoğrafları
görülmektedir. Basıncın 1 bar’a çıkarılması porozite dağılımının daha homojen olmasına yol açmış görünmektedir.
Ara bağ ile altlık ve üst katman arası bağlanmanın iyi olduğu görülmektedir. Mikroyapıda dikkati çeken nokta,
kaplama içinde yuvarlak formda ergimemiş partiküllerin varlığıdır. Bu durum basıncın yüksek olmasından dolayı
tozların ergimek için alev içerisinde fazla kalamadığını göstermektedir. Sekil 10’da 50 mm püskürtme mesafeli ve 2
bar püskürtme basınçlı A4 numunesinden elde edilen mikroyapı fotoğrafları görülmektedir. Basıncın 2 bar’a arttırılması,
porozitenin arttığını göstermektedir. Ayrıca tozlar ergimeden mikro yapı bünyesine girmiştir. Büyük boşluklar
söz konusudur ve bu boşluklar için porozite tabiri dahi yetersiz kalmaktadır.
Şekil 11. B1 kaplaması optik mikroskop görüntüsü. Şekil 12. B3 kaplaması optik mikroskop görüntüsü.
Yukarıda Sekil 11’de 100 mm püskürtme mesafeli ve 0 bar püskürtme
basınçlı B1 numunesinden elde edilen mikroyapı fotoğrafları
görülmektedir. B1 numunesi mikroyapı fotoğraflarında
porozite miktarı daha az ve genel olarak iyi bir kaplama yapısı
görülmektedir. Püskürtme mesafesinin 100 mm’ye çıkarılması
kaplama yapısına olumlu yansımış durumdadır. 50 mm’den
püskürtme yapılan A-grubu kaplamaları ile kıyaslandığında, püskürtme
mesafesinin 100 mm’ye çıkarılmasının kaplama yapısına
olumlu yansıdığı görülmektedir. Seki 12’de 100 mm püskürtme
mesafeli ve 1 bar püskürtme basınçlı B3 numunesinden elde edilen
mikroyapı fotoğrafları görülmektedir. B3 numunesi mikroyapı
fotoğraflarında bazı ergimemiş partiküllerin varlığı göze çarpmaktadır. Yapısal olarak normale yakın bir kaplama
yapısı göze çarpmaktadır. Bağ tabakası burada daha ince görünmektedir. Sekil 13’de 100 mm püskürtme mesafeli
ve 2 bar püskürtme basınçlı B4 numunesinden elde edilen mikroyapı fotoğrafları görülmektedir. B4 numunesi mikroyapı
fotoğraflarında, diğer B-grubu kaplamalarına göre daha poroziteli bir kaplama yapısı görünmektedir. Hava
basıncının artırılmasının poroziteye sebep olduğu gözlemlenmektedir. Diğer B-grubu kaplamalarına nazaran daha
az erimemiş partikül olduğu göze çarpmaktadır.
Şekil 14. C3 kaplaması optik mikroskop görüntüsü. Şekil 15. C4 kaplaması optik mikroskop görüntüsü.
Yukarıda Şekil 14’te 150 mm püskürtme mesafeli ve 1 bar püskürtme basınçlı C3 numunesinden elde edilen mikroyapı
fotoğrafları görülmektedir. C3 numunesi mikroyapı fotoğraflarındaki kaplama görüntüleri incelendiğinde, klasik
alev püskürtmenin mikroyapı görüntüsü ( baloncuksu yapı ) elde edilmiştir. Bağ tabakasının altlık malzemeye ve
kaplamaya nüfuziyeti gayet iyi görünmektedir. Porozite homojen olarak dağılmış görünmektedir. Bazı ergimemiş
partiküller söz konusudur. Püskürtme mesafesinin 150 mm ye çıkarılmasının kaplama yapısına olumlu etkileri açık
bir şekilde görülmektedir. Sekil 15’te 150 mm püskürtme mesafeli ve 2 bar püskürtme basınçlı C4 numunesinden
elde edilen mikroyapı fotoğrafları görülmektedir. C4 numunesinde püskürtme mesafesinin 150 mm’ye çıkarılmasının
kaplama yapısına olumlu etkileri görülmektedir. Homojen dağılmış bir porozite söz konusudur. C3 numunesinden
farklı olarak bir miktar erimemiş partikül göze çarpmaktadır.
656

3.2. Mikrosertlik
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bütün numunelerin mikrosertlik değerleri, arayüzeyden itibaren 0,15 mm aralıklarla ölçülmüş, sonra her bir numune
için ortalama değer alınarak aşağıdaki Şekil 16’daki grafik oluşturulmuştur.
Şekil 16. Numunelerin ortalama sertlikleri. Şekil 17. Hava basıncına bağlı sertlik değişimi (50 mm)
Şekil 18. Hava basıncına bağlı sertlik değişimi (100 mm)
Yukarıdaki Şekil 17 ve Şekil 18’de ise mikrosertlik değerinin 50 mm ve 100 mm toz metal püskürtme mesafelerinde
hava basıncına göre değişimi grafikleri verilmiştir. Elde edilen deney sonuçları incelendiğinde genelde hava basıncı
artırıldığında sertliğin de arttığı görünmektedir. Düşük püskürtme mesafelerinde hava basıncı çok artırıldığında
bu kural tersine dönebilmektedir. Burada düşük püskürtme mesafelerinde hava basıncı artınca kaplamada oluşan
yüksek poroziteden dolayı mikro sertlik ölçümlerinde sağlıklı değerler elde edememiş olmamız olasıdır. Püskürtme
mesafesi olarak optimum değerler içerisinde kabul edilen 150 mm değeriyle kaplanmış C numunelerinde, kullanılan
tozun literatürdeki sertlik değerine yakın değerler elde edilmiştir. Burada da hava basıncı artırıldığında sertlikte
artma tespit edilmiştir.
3.3. Yüzey Pürüzlülüğü Değerleri
Şekil 19. Yüzey pürüzlülüğü sonuçları. Şekil 20. Hava basıncı- yüzey pürüzlülüğü ilişkisi(50mm)
Şekil 21. Hava basıncı- yüzey pürüzlülüğü ilişkisi(100mm).
657

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Yüzey pürüzlülüğü ölçümlerinde optik mikroskop görüntülerinde elde edilen görüntülerle paralellik gösteren değerler
elde edilmiştir. Söyle ki; yakın mesafeden püskürtme yapılan A1 ve A2 numunelerinde optik mikroskopta görülen
heterojen porozite büyüklüğü yüzey pürüzlülüğüne de yansımış ve daha homojen büyüklükte poroziteye sahip
A3 numunesinden daha pürüzlü bir yüzey elde edilmiştir. Basıncın artırılmasıyla oluşan A4 numunesindeki büyük
boşluklar çok daha yüksek bir yüzey pürüzlülüğü oluşturmuştur. B1 numunesinde kullanılan sıfır hava basıncı tozun
hızını çok düşürdüğünden yüzeye geç gelen toz bu süre zarfında soğuyarak yüzeyde erimemiş partiküllere sebep
olmuş ve B3 ve B4 numunelerine nazaran daha pürüzlü bir yüzey oluşmasına sebep vermiştir. C numunelerinde
ise yüksek hava basıncı kullanılan C4 numunesinde C3 numunesine nazaran çok daha fazla pürüzlü bir yüzey elde
edilmiştir. Buradan su sonucu çıkarmak mümkündür ki; hava basıncının çok düşük olması da çok yüksek olması
da yüzey pürüzlülüğünü artırmaktadır. Her üç püskürtme mesafesinde de 1 barlık hava basıncı en düzgün yüzey
pürüzlülüğünü vermektedir. Bu değerin altındaki basınçlar tozun yüzeye yavaş gelmesine ve bu süre zarfında soğuyarak
yüzeyde erimemiş partiküller oluşmasına sebep olmaktadır. Bu değerin üstündeki basınçlar da tozun yüzeye
çok hızlı çarpmasına ve yüzeyde dalgalı bir görüntü oluşturmasına sebep olmaktadır.
3.4. Kaplama Bağ Mukavemeti
Kaplamalarda bağ mukavemeti ASTM C633 “ Isıl Püskürtme Kaplamaları Yapışma Mukavemeti Ölçüm Standardı”na
göre ölçülür [13]. Ø 25 mm çapındaki test çubuğunun uç yüzeyine kaplama yapılır. Aynı çaptaki diğer bir test çubuğuna
epoksi sürülerek kaplama yapılmış çubuğa yapıştırılır. Kullanılan epoksinin sertleşme süresi dolunca bu
çubuklar çekme deney cihazına bağlanarak çekme kuvveti uygulanır. Çekme sonucu kaplamanın koptuğu gerilme
değeri kaydedilir ve bu değer yapılan kaplamanın bağ mukavemeti olarak nitelendirilir. Bu çalışmadaki kaplama
numuneleri boru malzemesinden yapıldığından dolayı, yapmış olduğumuz çekme deneyi ASTM C633 standardına
bire bir uygun yapılamamıştır. Kaplama yapılmış halkalardan kesilen 10 mm x 10 mm kare kesitli test parçalarının
kaplama yapılmış yüzeyleri, yine 10 mm x 10 mm kare kesitli çekme deney çubuklarının ucuna yapıştırılmış ve
kaplamalara çekme deney cihazıyla çekme kuvveti uygulanmıştır. Kaplamaların esas metalden ayrıldığı gerilme
değerleri kaydedilmiş ve bu değerler kaplamaların birbirleriyle mukayese edilmesi için kullanılacak bağ mukavemeti
olarak değerlendirilmiştir. Bu değerler yapılan kaplamanın gerçek bağ mukavemeti olarak değerlendirilmemelidir.
Bu deneyde bütün numunelere aynı şartlar altında (fakat ASTM C633 standardına tam uygun değil) çekme deneyi
uygulanmış ve bulduğumuz kopma değerleri birbirleri arasında mukayese amacıyla kullanılmıştır.
Kaplama prosesi sonrası malzemede iki tür bağ kuvveti oluşmaktadır. Esas metal ile kaplama malzemesi arasında
oluşan Adhezyon Bağları ve kaplama malzemesinin kendi molekülleri arasında oluşan Kohezyon Bağlarıdır. Şekil
22’de numunelere uygulanmış çekme deneyleri sonucu elde edilen bağ mukavemetleri verilmiştir.
Şekil 22. Numunelerin bağ mukavemetleri. Şekil 23. Hava basıncı-bağ mukavemeti ilişkisi (50 mm).
Şekil 24. Hava basıncı-bağ mukavemeti ilişkisi (100 mm).
Bağ mukavemetleri değerlendirildiğinde yakın mesafeden yapılan püskürtmenin bağ mukavemetine olumsuz etkisi
görülmektedir. Yakın mesafeden püskürtme esnasında hava basıncının sıfıra indirilmesi adhezyon bağ kuvvetini
olumsuz etkilemekte ve kaplama esas metale yapışmamaktadır. 0,5 bar hava basıncının kullanıldığı A2 numunesinde
ise adhezyon ve kohezyon bağ kuvvetlerinin optimum püskürtme mesafesi olan 150 mm den yapılan püskürtme
sonucu elde edilen bağ kuvvetleri kadar iyi olduğu görülmektedir. Basınç 1 bar ve 2 bar seklinde artırıldığında
658

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
daha düşük kohezyon bağ değerleri elde edilmektedir. 100 mm ve 150 mm püskürtme mesafeli B ve C numunelerinde
de hava basıncının 2 bara çıkarılması bağ mukavemetinde zayıflamaya sebep olmaktadır.
4. TARTIŞMA
Toz alev püskürtme yöntemi ile ASTM A106 karbon çelik boru iç yüzeylerinin Xuper FrixTec 19850 tozu ile kaplanması
deneylerinden elde edilen sonuçlara göre;
1- Kaplamada kullanılan üç farklı püskürtme mesafeleri içerisinden en optimum değer 150 mm bulunmuştur.
2- Optimum püskürtme mesafesinde yapılacak kaplamların sertliği artırılmak istendiğinde hava basıncı biraz artırılabilir.
3- 4” ve 6” boruların iç çaplarının bu değerden daha küçük olması gibi yakından püskürtme yapmak zorunda kalındığı
durumlarda, kaplamada oluşacak poroziteyi azaltmak için düşük değerlerde hava basıncı seçilmelidir.
4- Yüzeyde erimemiş partiküllerin görünmesi halinde, hava basıncı artırılarak tozun ivmesinin artırılması ve tabancadan
çıktığında erimiş halde olan tozun daha kısa sürede yüzeye ulaşması sağlanmalıdır. Aksi takdirde
alev püskürtme yönteminin düşük püskürtme hızından dolayı kaplama tozunun yüzeye ulasana kadar ergimiş
formdan bir miktar katı forma dönüştüğü görülmektedir.
5- Püskürtme mesafesi ile hava basıncı arasında bağ mukavemeti açısından doğrusal bir ilişki bulunmamakta,
basınç çok düşürüldüğünde de, çok yükseltildiğinde de bağ mukavemeti zayıflamaktadır. 50 mm püskürtme
mesafesi için 0,5 bar, 100 ve 150 mm püskürtme mesafesi için 1 bar hava basıncı bağ mukavemeti açısından
optimum değer olarak görülmektedir. Dolayısıyla kısa mesafeden püskürtme yapma zorunluluğunun olduğu
durumlarda hava basıncının optimum basınç değeri olan 2 barın daha altlarında bir değer seçilmelidir.
KAYNAKLAR
[1] TÜRKES, İ., “Metal Makine Parçalarında Yüzey Kaplama Teknolojisi”, Petkim Petrokimya Holding A.S., Yayın
No: 93-MB-002.
[2] NURSOY, M., ÖNER, C., CAN, İ., “Wear behavior of a crankshaft journal bearing manufactured by powder
spraying”, Materials and Design 29 (2008), 2047–2051.
[3] ÜSTEL, F., “Plazma Sprey Kaplama Teknolojisi”, Yüksek Lisans Tezi, İTÜ Fen Bilimleri Enstitüsü, İstanbul,
1995.
[4] PAMUK, U., “Plazma Spreylenmiş Cr3C2-NiCr ve Al2O3-TiO2 Kaplamaların Abraziv Aşınma Davranışlarının
İncelenmesi”, Yüksek Lisans Tezi, İTÜ Fen Bilimleri Enstitüsü, İstanbul, 1996.
[5] http://www.twi.co.uk/j32k/protected/band_3/ksrdh001.html.
659

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ÖĞÜTME ZAMANININ PERLİT TOZ TANE BOYUTUNA ETKİSİ
Yusuf KILINÇ*
*Selçuk Üniversitesi Ereğli Kemal Akman Meslek Yüksek Okulu, 42320, Konya,
ykilinc@selcuk.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada 500, 700 ve 900 dev/dak dönme hızlarında olmak üzere üç farklı hızda çalışabilen; 3/2, 2 ve 3 litre
değişebilir öğütme tankı kapasiteli, titreşimli yatay bir atritör tasarlanmış ve imal edilmiştir. Bu atritörle mikronize
perlit malzeme 9.52 mm çaplı çelik bilyelerle 1:5 ,1:10,1:20 toz/bilye ağırlık oranlarında 6,9 ve 12 saat sürelerle
öğütülmüşlerdir. Öğütme zamanı arttıkça toz tane boyutunun azaldığı görülmüştür.
Anahtar Kelimeler: Atritör, Perlit, Değirmen, Öğütme, Toz Boyutu.
ThE EFFECT OF MILLING TIME ON ThE GRAIN SIZE OF
PERLIT POWDERS
ABSTRACT
.
In this study, 500, 700 and 900 rpm rotational speeds to operate the mill was designed and manufactured. With
this mill 500,700 and 900 rpm rotational speeds to operate in three different speed. In this grinding mill the micronized
perlite material grinded by 9 mm diameter steel ball used at 1:5,1:10,1:20 powder/ball weight ratio. Three
different grinding time was used which6,9 and 12 hours. Powder particle size decreased with increasing grinding
time
Keywords: Attritor, perlit, grinding, milling, particle size
1.GİRİŞ
Toz metalürjisi teknolojileri parçacıkların bir araya gelmesiyle oluşan tozlarla başlar. Yoğunlaştırma işleminde
önemli bir girdi olması nedeniyle tozun iyi anlaşılması gerekir. Parçacık, tozun bölünemeyen en küçük birimi olarak
tanımlanır. Toz işleme teknikleri genellikle dumandan daha büyük (0,01-1µm), fakat kumdan daha küçük (0,1-3mm)
parçacıklarla ilgilenir. Kullanılan tozların çoğu insan saçı ölçüsündedir(25-200µm).
Toz metalürjisi ve parçacık malzemelerde en yüksek üretim hacimleri elektronik, mikro elektronik ve elektrik alanlarındadır.
Elektrik temas elemanları büyük ölçüde preslenmiş ve sinterlenmiş W-Cu veya W-Ag tozları kullanılarak
üretilmektedir. Yılda 150-200 milyon kişisel bilgisayar üretilmekte ve bunların her biri sinterleme ile üretilmiş çeşitli
kilitler, disk sürücü balansları, bağlantılar ve yataklar içerirler.
Uzay mekiği üzerindeki ısıl koruma sistemi silika’dan (SiO 2) sulu çamur döküm ve sinterleme teknikleri ile üretilir.[1]
Bir metal tozu üretim tekniği olmakla birlikte, diğer tekniklerle üretilmiş ancak kümeleşmiş tozların kırılması içinde
kullanılan öğütme, en çok bilyalı değirmenlerde yapılmaktadır[2].
Perlit malzemesi tarım. İnşaat, sanayi, gıda, filtre üretimi, tekstil ve kriyojenik perlit olarak hemen hemen bütün
sektörlerde farklı boyutlarda kullanılmaktadır. Tarımda perlit, %92’nin üzerindeki toplam gözenekliliği ve %68 do-
660

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
layındaki havalandırma gözenekliliği ile toprağın havalanmasını sağlar, drenajını yükseltir. İnşaat uygulamalarında
perlit, izolasyon malzemesi olarak kullanılır. Sanayi sektöründe, gıda, ilaç ve kimya sanayi katkı maddesi olarak, ısı
yalıtımında, metalurji, cam ve seramik üretiminde yoğun olarak kullanılmaktadır. Tekstik sektürnde kumaş üretiminde
perlit içeren polyester iplik üretimi ve perlikt kullanımının kumaş performansı özelliklerine etkisi üzerine bilimsel
çalışmalar yapılmaktadır [3].
Bu çalışmada 500, 700 ve 900 dev/dak dönme hızlarında olmak üzere üç farklı hızda çalışabilen; 3/2, 2 ve 3 litre
değişebilir öğütme tankı kapasiteli, titreşimli yatay bir Atritör tasarlanmış ve imal edilmiştir. Bu atritörle, Uludağ Üniversitesi
Tekstil Bölümünden temin edilen mikronize edilmiş perlit malzeme 9.52 mm çaplı çelik bilyelerle 1:5,1:10
ve 1:20 toz/bilye ağırlık oranlarında 6,9 ve 12 saat sürelerle öğütülmüştür. Atritörün perlit öğütme davranışı, farklı
öğütme süreleri ve toz/bilye oranları için araştırılmıştır.
Bu değirmenle Perlit tozları farklı deneylerle farklı toz/bilye oranlarında ve zaman aralıklarında öğütülmüşlerdir. Tozların
orijinal boyutlarının öğütme süreleriyle değişme süreci takip edilmiştir. Optimum öğütme şartlarında elde edilen
toz boyutlarının ölçümü yapılarak minimum toz boyutu elde edilmeye çalışılmıştır. Atritör çalıştırıldığında yüksek
enerji ile bilyeler birbirine çarpar ve çarpmanın etkisi ile arada kalan tozlar ezilir. Bu işlem devam ettikçe tozlarda
pekleşme, kırılma ve kaynama devam eder. Çok kısa sürede dahi karışım elde edilir, ancak çok homojen değildir.
Saf tozların öğütülmesinde ise öğütme devam ettikçe toz boyutları küçülmeye devam eder.
2.TOZ ÖĞÜTME TEKNİKLERİ
2.1 Toz öğütme mekanizması
Bir metal tozu üretim tekniği olmakla birlikte, diğer tekniklerle üretilmiş ancak kümeleşmiş tozların kırılması için de
kullanılan öğütme, en çok bilyeli değirmenlerde yapılmaktadır. Öğütülecek metal, içinde büyük çaplı, sert ve aşınmaya
karşı dayanıklı bilyelerin bulunduğu kaba yerleştirilir. Kap döndürülerek veya titreştirilerek bilyeler harekete
geçirilir (Şekil. 2.1). Eğer öğütülen parçacıklar gevrek ise, bilyelerle çarpışma neticesinde çok küçük tozlara bölünür.
Sünek parçacıklar ise, çarpışma sonucunda şekil değiştirerek yassılaşırlar (Şekil 2.3) ve ancak aşırı iş sertleşmesi
neticesinde gevrekleşerek küçük tozlara bölünebilirler [4].
Şekil 2.1 Toz Öğütme Mekanizması Şekil 2.2 Bilyeli Atritör
Şekil 2.3 Öğütmede Çarpışmanın Etkisi [3]
661

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Öğütmenin su, alkol ve heptan gibi bir hidrokarbon sıvı içinde yapılması hem öğütme süresini kısaltır, hem de ince
tozlar üretilmesini sağlar. Bir öğütücünün verimliliğini öğütme ortamının çarpışma hızı ve öğütücü içindeki malzemenin
hareketliliği belirler. Öğütmenin çok yavaş bir dönüş hızı ile yapılması, bilyelerin kabın üzerinde yuvarlanmasına;
çok yüksek bir dönüş hızı ise merkezkaç kuvvetinin etkisiyle bilyelerin kap yüzeyinde düşmeden durmalarına sebep
olur. Ayrıca bilyelerin hacmi kap hacminin yaklaşık yarısı ve öğütülecek metal miktarı kap hacminin yaklaşık %25’i
olmalıdır. Silindirik değirmenler metal tozlarının öğütülme sinde yaygın olarak kullanılmakla birlikte, düşük hızlarda
çalıştıklarından öğütme süresi uzundur. Bu süreyi kısaltmak için titreşimli değirmenler ve atritörler (Şekil 2.2) geliştirilmiştir.
Atritörler diğer öğütücülere göre daha kısa zamanda karıştırma-öğütme özelliğine sahip, yüksek enerjili
ve en verimli öğütücülerdir. Silindirik değirmenlerde optimum bir dönme hızı söz konusu iken, atritörlerde karıştırıcı
kolların hızı ne kadar yüksek ise öğütme verimliliği de o kadar yüksek olmaktadır. Bu çalışmada, titreşimli yatay tip
bir atritörün tasarım ve imalatı yapılarak alümina ve perlit tozlarını öğütme davranışı incelenmiştir.
Toz öğütme değirmenleri çok çeşitli modellerde ve serilerde üretilmektedir. Union Process Firması tarafından üretilen
tipik araştırma ve laboratuar çalışmalarında kullanılan tipik atritör Şekil 2,4.’de verilmiştir. Szeguari ® marka
kırıcı öğütücü değirmenleri yüksek enerji ile çalışan bilyeli değirmenlerdir. Bunlarda bilyelerin ve tozun yüklenmesi
sabit, dik konumda, su soğutmalıdır. Dönen bir merkez şaft ile malzemeler karıştırılır. Spex shaker değirmenleri az
miktardaki tozu (10 g’dan az) toz öğütmek için kullanılan titreşimli değirmenlerdir. Aslında spektrografik örnekleri
çarpıştırarak toz üretme amacıyla geliştirilen Spex değirmeni (55.10 -3 m 3 ) ‘lük küçük bir öğütme kabını üç dik yöne
yaklaşık 20 Hz (1190 dev/dak) ile sallayarak çalışır. Merkez yatay bir aksın yörüngesinde dönen geleneksel top
değirmenleri, 1m’den büyük çaplı ve yüksek enerjilidirler. Bu değirmenler topları iç duvarlara yapıştıracak ve toz yüküne
bağlı top yükünün ağırlığını düşürecek olan kritik hızın altında çalıştırmayı gerektirir. Toz öğütmede genellikle
5000 den fazla AISI E 52100 standart öğütücü bilyeler kullanılır.
Şekil 2.4 Ticari Olarak Üretilen Toz Öğütme Değirmeni (Atritör)
Şekil. 2.5 ve Şekil 2.6’da görülen Titreşimli Yatay Atritör tasarımlanmış ve imalatı yapılmıştır[5]. Sistem 0.75 kw
gücünde 1800 d/d motor mili dönme hızında bir elektrik motoru ile tahrik edilen 700, 900, 1400 d/d dönme hızlarına
ayarlanabilen kademeli V kayış kasnaklı olarak çalışmaktadır. Atritörün iskeletini muhtelif köşebent, kare profil saç
malzemeler oluşturmaktadır. Deneyler için 3/2 , 2 ve 3 litrelik paslanmaz çelik tanklar ile tankın çevresinde soğutma
suyunun dolaşması için çelik borudan imal kazan kullanılmıştır. Karıştırıcı kollar ve merkez şaft paslanmaz çelik
malzemeden yapılmış ve kollar gövdeye TIG kaynağı ile kaynatılmıştır. Kollar motor supaplarından imal edilmiştir.
Bilyelerin ve tozların karıştırıcı kol yüzeylerinde aşınma ve oyuk oluşturmaları sert dolgu kaynağı ile giderilmiştir.
İmalatı yapılan titreşimli yatay atritör Şekil.2.5’te gösterilmiştir. Atritör, bir elektrik motorundan kayış-kasnak sistemi
ile tahrik edilmektedir. Motor mili 1800 dev/dak hıza sahiptir. Bu hız, kademeli kasnaklar ile 700,900 ve1400 dev/
dak hızlara ayarlanabilmek tedir. Öğütmenin yapıldığı tank, dört adet baskı yayı üzerine oturtulmuştur. Yay sabitleri
Probat-Werke marka cihazda ölçülmüştür. Serbest boy L o = 61,5 mm, L ı = 51 mm (4,95 kg yükleme), L 2 =41 mm
(9,75 kg yükleme) ve L min = 25 mm (16 kg yükleme) ölçüm değerleridir. Elektrik motoru mili, atritör miline çift akuple
bir kardan kavraması ile irtibatlandırılmıştır. Motor çalıştığı anda serbest dönen mil esnek hareketle atritörü yaylar
üzerinde titreştirmektedir. Böylece öğütücü tank, çelik bilyeler ve toz malzeme çok eksenli olarak titreşmektedir.
Atritörde öğütme, 3/2, 2 ve 3 litre hacimli Cr-Ni paslanmaz iç çelik tanklarda yapılmaktadır. Çekme dikişsiz borudan
dış tank yapılmıştır. İç tanklar değiştirilebilmektedir. Her iki tank arasında soğutma suyu dolaşa bilmektedir. Karıştırıcı
kollar Cr-Ni paslanmaz çelikten yapılmıştır. Atritörün çalışması sırasında meydana gelebilecek ısınmadan
kaynaklana bilecek reaksi yonların önlenmesi için,öğütme tankı ile dış tank arasında soğutma sistemi mevcuttur.
Sistemin montajı ve demontajı kolaylıkla yapılabilmektedir.
662

3.DENEYLER
3.1 Çalışmanın amacı
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 2.5 Yatay Titreşimli Artritör Şematik Resmi
Şekil 2.6 Tasarımı Yapılan ve İmal Edilen Yatay ve Titreşimli Toz Öğütme Değirmeni
Bu çalışmada amaç, mikronize Perlitin atritörde öğütülerek tane boyutunun küçültülmesi ve öğütme parametrelerinin
toz boyutlarının küçültülmesinde etkilerinin incelenmesidir. Boyutları 14 mikron civarında olan mikronize toz
perlit,1 mikron seviyesine indirilmesi amacıyla muhtelif deneyler yapılmıştır. Minimum toz boyutunun elde edilebileceği
çalışma parametrelerinin belirlenmesi ve atritörün verimliliği üzerinde yaklaşımlar sergilenmiştir.
3.2 Çalışmanın Önemi
Mikronize edilmiş tozların ticari kullanımları çok önemlidir. Mikronize perlit ham perlitin öğütülerek ticari kullanımlar
için en küçük boyuta getirilmiş şeklidir. Perlitin mevcut uygulamaları için 10 mikron civarında boyutlar yeterli
olmaktadır.Ancak bu çalışmadan elde edilecek daha küçük boyutlu perlit tozlarına da ihtiyaç duyulmaktadır.Yatay
663

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Titreşimli olarak tasarlanan Atritörün perlit öğütme performansı bir dizi deneyle ölçülecek ve sonuç olarak tasarım
açısından makine değerlendirilecektir.
3.3 Deney Malzemeleri
Deneylerde Uludağ Üniversitesinden elde edilen mikronize Perlit farklı parametrelerde öğütülmüşlerdir. Perlit tozları
ortalama toz boyutu: 14.04 µm’dur.
3.4 Perlit öğütme deneyleri
Deneyde Uludağ Üniversitesi Tekstil Bölümünden temin edilen ve ortalama toz boyutu d(0.5) 14.04 d(0.1)3.44
d(0,9) 44.09 mikron olan mikronize perlit kullanılmıştır. Çelik bilyeler 9.52 mm çapındadır ve ORS (Ortadoğu Rulman
Sanayi)’den temin edilmiştir. Çalışma devri 900 d/d olarak ayarlanmıştır. Deneyler 6, 9 ve12 saat sürelerle
1:5,1:10,1:20 toz/bilye oranlarında ayrı ayrı yapılmıştır.Deneyler kuru öğütme ortamı ve sulu ortamda yapılmıştır.
Öğütme tankı kapasitesi 2 litre hacimli seçilmiştir. Öğütülen perlit tozlarının boyut analizleri Gazi Üniversitesi Mühendislik
Mimarlık Fakültesi Makine Mühen disliği Bölümü Toz Metalürjisi Laboratuarı’nda bulunan Malvern Mastersizer
E lazerli toz boyutu ölçme cihazında yapılmıştır. Yapılan öğütme işlemlerine ait deney şartları ve öğütme
neticesinde elde edilen tozların boyut analizlerine ait d(0,5), d(0,1) ve d(0,9) değerleri Çizelge 3.1’de gösterilmiştir.
3.5 Perlit Boyut Ölçümü
Deney
no
Çizelge 3.1. Farklı Öğütme Şartlarında Elde Edilen Perlit Tozu Boyutları
Toz/Bilye
Oranı
Öğütme
süresi(saat)
Öğütme
Ortamı
664
d(0,5)µm d(0,1)µm d(0,9)µm
1 1:5 6 Kuru 4.66 0.75 43.73
2 1:5 9 Kuru 5.62 0.88 33.39
3 1:5 12 Kuru 7.52 1.09 39.42
4 1:10 6 Kuru 8.02 1.10 37.38
5 1:10 9 Kuru 9.72 1.02 95.84
6 1:10 12 Kuru 14.72 1.37 166.41
7 1:20 6 Kuru 8.89 1.09 36.18
8 1:20 9 Kuru 11.10 1.19 70.43
9 1:20 12 Kuru 7.63 0.99 39.79
10 1:5 6 Sulu 3.60 1.07 11.38
11 1:5 9 Sulu 3.28 1.04 9.72
12 1:5 12 Sulu 3.14 0.94 18.72
13 1:10 6 Sulu 3.51 1.00 10.85
14 1:10 9 Sulu 3.52 0.90 19.58
15 1:10 12 Sulu 3.39 0.84 17.48
16 1:20 6 Sulu 4.78 1.00 17.00
17 1:20 9 Sulu 4.99 0.95 23.75
18 1:20 12 Sulu 5.20 0.97 27.26
Orijinal veriler verilmeli
3.6 Perlit Öğütme Sonuçları
Mikronize perlit öğütme öncesi ortalama boyutu (14,04 µ) dır Ancak aynı perlitlerin boyutları arasındaki azda olsa
fark olabilmektedir. Ham perlitten mikronize perlit elde edilirken homojen boyutlar elde edilemediği biliniyor. Deneylerde
kullanılan mikronize perlitin içinde değişen boyutlarda perlit tanecikleri var. Gazi Üniversitesinde yapılan boyut
ölçümü sonuçlarından da bu görülebiliyor. Farklı zamanlarda yapılan ortalama ölçüm sonuçları arasındaki fark perlit
üretimi sırasında oluşmaktadır.
Sonuçlardan Çizelge 3.1’de kuru ortamda 1:5 ve 1:10 ve su ortamında 1:20 ile yapılan öğütmelerde ilginç bir şekilde
öğütme süresi artıkça ortalama perlit boyutunun arttığı görülüyor. Beklenen sonuç öğütme süresi arttıkça toz

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
boyutunun düşmesidir. Toz boyutunun, su ortamında 1:5 ve 1:10 ile yapılan öğütmelerde düştüğü görülüyor. O da
küçük değişimlerle. Kuru ortamda 1:20 ile yapılan çalışmada ise başka ilginç bir durum söz konusu: 6 saatten 9
saate çıkınca boyut artarken 12 saatte boyut büyük oranda küçülmüş. Bu farkın sebebi üzerinde düşünmek gerekecektir.
Perlitin ilk öğütme süresince topaklanarak katmerleşmesi beklenilmelidir. Daha sonraki öğütme sürecinde
yeniden kırılmalar ve ufalanmalar toz boyutunu küçültecektir.12 saatlik sürede beklenen olmuştur. Kuru ortamlarda
yapılan öğütmeler için tozların kaynaklaşması ve zamanla tekrar ufalanması daha da olası bir durum olarak gözlemlenmiştir.
Çizelge 3.1’de deney 9’ daki durumu hariç tutarak aynı çalışma sürelerinde toz/bilye oranının boyut üzerine etkisi
dikkate alındığında; en küçük orandan (1:5) en yüksek orana (1:20) çıkıldıkça ortalama perlit boyutunun arttığı
görülüyor.Tüm toz/bilye oranları ve çalışma süreleri dikkate alındığında; su ortamında çalışmanın kuru ortama göre
çok daha küçük boyutlarda öğütme sağladığı görülüyor. Tüm öğütme oranları için 12 saat su ya da alkol benzeri sıvı
ortamlarda öğütme yapmak daha küçük boyutlara ulaşmak açısından faydalı olacaktır.
4. SONUÇLAR
Tasarımı ve imalatı yapılan Yatay Titreşimli ATRİTÖR yukarıda belirtilen toz öğütme mekanizmasına uygun tasarımlanmıştır.
Atritörden beklenen, öğütme ortamında herhangi bir kimyasal reaksiyona meydan vermeden tozları istenen
boyutlara kadar öğütmesidir. Bu nedenle atritör laboratuar için tasarımlanmış ve küçük kapasiteli tutulmuştur.
Elektrik motoru yeterli güçte seçilmiştir. Titreşim için Atritör dört adet yay üzerine oturtulmuş. Öğütme tankı ayrıca
mafsallı bir mil ile de salınmakta çok yönlü hareket edebilmektedir.
4.1 Öğütme Zamanı - Toz Öğütme süresi Toz Boyutu İlişkisi
Perlit öğütme işlemlerinde öğütme ortamı olarak kuru ve sulu ortam tercih edilmiştir. Perlit yumuşak bir malzeme
olup öğütme mekanizmasına aşınma bakımından herhangi bir zarar vermemektedir. Kuru ortamlarda perlit toz
boyutu öğütme süresinin artması ile büyümektedir. Bu durum istenmeyen bir sonuçtur. Kanaatimize göre kuru ortamlarda
tozlar ezilerek katmerleşmekteler. Çizelge 3.1 de 1:20 öğütme oranında bu durum farklı çıkmıştır. Deneyin
tekrarı ve ya toz boyutunun yeniden ölçülmesi gerekebilir. Perlit tozunun sulu ortamda 1:5 toz/bilye oranında 12
saatlik süre sonunda 3.14 mikron değerine ulaştığı görülmektedir. Bu durum beklenen bir sonuçtur.
4.2 Öneriler
Tüm deneylerde sabit tutulacak olan çalışma devri yeniden seçilebilir. Öğütme tankı kapasitesini değiştirmek mümkündür.
Perlit için 9,52 mm bilye çapı seçildi. Küçük çaplı bilye kullanmanın öğütme üzerine daha olumlu etkisi
olacağı düşünülebilir ve bilye çapı olarak 6,35 mm perlit için yeniden denenebilir.
Yaptığımız çalışmalar gösteriyor ki; Perlit için çalışmayı tamamen alkol ortamında yapmak deney sayısını 27’ye
çıkaracaktır. Böyle bir çalışmanın daha doyurucu olması mümkündür. Perlit için su ortamı yerine alkol ortamı da
seçilebilir. Kuru ortamda öğütmenin özellikle kalmasını tercih edilmelidir. Çünkü alkollü öğütme sonrasında alkolün
perlitten uzaklaştırılması için ek işlem gerekmektedir. Bu nedenle perlit içinde yukarıda belirtilen üç farklı seviye
1:5,1:10 ve 1:20 (toz/bilye oranı) yeterli olacaktır. Çalışma süresi olarak 6,9 ve 12 saatler çalışılmıştır. 12 saatten
sonra yapılacak bir dizi çalışmada toz boyutlarının küçültme sağlanacağı düşünülmektedir.
5. KAYNAKLAR
1. German, R.M., Powder Metallurgy Science, MPIF, Princeton, NJ, USA, 1994
2. Sarıtaş, S., “Toz Metalürjisi”, Makine Mühendisliği El Kitabı, MMO, 1994
3.Karaca, E., “Perlit İçeren Poliester İplik Üretimi ve Kullanımının Kumaş Performansı Özelliklerine Etkilerinin
Araştırılması” TÜBİTAK araştırma projesi, 109M269, 2009
4. Da Silva, A.G.P., Da Silva, N.F. and Gomes, U.U., “Efects of Milling Technique on the Dispersion, Sintering and
Hardness of WC-Co Hard Metals” Int. J. Powder Metallurgy, Vol.37, no.6, pp57-66,2001
5.Kılınç, Y.,”Süperalaşım Üretimi İçin Yatay ve Titreşimli Mekanik Alaşımlama Değirmeni (Atritör) Tarsarımı, İmalatı
ve Denenmesi”, S.Ü Bilimsel Araştırma Projeleri, 2009
665

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2014 ALÜMİNYUM ALAŞIM TOZU İLE %2 GRAFİT TOZUNUN hIZLI
DEĞİRMENDE İŞLENMESİ VE PRESLEME SONRASI UZUN TAVLAMA
SÜRECİNDE MİKRO-YAPISAL GELİŞMELER
Sinan AKSÖZ, A. Tamer ÖZDEMİR, B. BOSTAN
Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Beşevler, 06500, Ankara,
sinanaksoz@hotmail.com, tozdemir@gazi.edu.tr , bostan@gazi.edu.tr
ÖZET
2014 alüminyum alaşım tozu ve %2 grafit, koruyucu argon atmosferi altında 7 s süre ile mekanik alaşımlama (MA)
işlemine tâbi tutulmuştur. Elde edilen harmanlanmış karışım 600 MPa basınç altında soğuk preslenmiştir. Numuneler,
Ar gazı altında sırasıyla 550 0 C ve 600 0 C de uzun süre tavlanmışlardır. Elde edilen malzemeler incelendiğinde;
tavlama sırasında taneler irileşirken, gözenekliliğin önce arttığı, daha sonra ise azaldığı tespit edilmiştir. Gözeneklilikteki
bu değişkenliğin sebebinin, yapıdaki atomik magnezyumun sıcaklığın etkisiyle hızla tane sınırlarında kümeleşirken,
ardında boşluklar bırakması olduğu düşünülmektedir. Bakır ise daha sonra bu boşlukları kapatmaktadır.
600 0 C’de, 196 s tavlanan numunelerde ise kısmi yeniden kristalleşme tespit edilmiştir. Bu bulgu, yapıda yoğun
olarak ince dağılımlı Al 4 C 3 parçacıklarının olduğunu ve yeniden kristalleşmeyi bastırdığını işaret etmektedir.
Anahtar Sözcükler: 2014 Al alaşımı, MA, uzun süreli tavlama, gözeneklilik, yeniden kristalleşme.
HIGH SPEED MILLING OF 2014 ALUMINUM POWDERS TOGETHER WITH
2% GRAPHITE AND PROGRESS IN MICRO-STRUCTURE DURING LONG
TERM ANNEALING AFTER COLD COMPACTION
ABSTRACT
2014 Al alloy powders and 2% graphite by weight were mechanically alloyed (MA) about 7 h under gas tight conditions
of argon athmosphere. Blended powders were later cold pressed at 600 MPa and then long term annealed at
550 0 C and 600 0 C, respectively under the same controlled atmosphere. It was deduced that, during annealing, while
grains were slowly coarsening, porosity of the samples first decreased but later increased progressively. For this,
Mg atoms primarily diffuse towards grain boundaries and then evaporate, leaving pores behind. Atomic copper later
occupies these openings. Particularly, at about 196 h of annealing at 600 0 C, an evidence of the onset of recrystallization
was observed at several areas within the microstructure. This result in fact confirms a dense formation of fine
Al 4 C 3 precipitates, which are very effective depressing the recrystalization of the micro-structure.
Key words: 2014 Al alloy, MA, long term annealing, porosity, Recrystallization.
1. GİRİŞ
Yapı malzemelerini sürekli geliştirebilmek için mühendislik alanında çalışmalar duraksamadan devam etmektedir.
Kimyasal, mekanik ve fiziksel özelliklerin gelişiminde, kimyasal yapı ve termo-mekanik işlem metotları sürekli olarak
gözden geçirilip, yenilenmektedir. Bu yeni işlemlerle, yapı malzemelerinin tasarım ve gelişiminde çeşitli özelliklerle
beraber, dayanıma karşın hafiflik artmakta ve geleneksel metotlarla üretilen malzemelerden daha üstün nitelikte
yeni malzemeler geliştirilmektedir [1]. Toz Metalurjisi (TM) de, yaygın olarak ileri malzeme ve teknolojileri geliştirmede
en fazla rağbet gören sahalardan biridir [2].
TM ile üretilen tozların özelliklerini artırmak için çeşitli mekanik yöntemler de uygulanmaktadır. Bunlardan en önemlisi
ve etkin olanı, MA tekniğidir. MA işlemi birbirinden çok farklı tozların birlikte öğütülmesi işlemidir. MA işlemi
666

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
önce tozların doğru oranlarda karıştırılması ile başlar ve sonra toz karışımının öğütme haznesine çelik bilyalarla
birlikte yerleştirilmesiyle devam eder. Bu karışım daha sonra kararlı bir duruma ulaşana kadar uygun görülen sürede
öğütülür. MA işlemindeki öğütme süreci bileşimdeki toz parçacık boyutlarının eşitlenmesi ve başlangıçtaki toz
boyutlarına ulaşılmasına kadar devam edilir [3]. Tozların son mikro yapıları atomizasyon yöntemi ile elde edilen
tozlardan ve aynı tane boyutuna sahip hızlı katılaşma işlemine tâbi tutulmuş tanelerden genelde daha iyidir. Ayrıca,
toz parçacıklarının devamlı olarak bilyelerin ve bilye hazne arasında sıkıştırılıp, parçalanması nedeniyle mikro yapısal
gerilmeler artmakta, buna bağlı olarak, sonuçta mekanik özellikleri gelişmiş, adeta birbirlerine yedirilmiş, farklı
kombinasyonlu yeni alaşım tozlarının oluşması gerçekleşmektedir [4].
Çeşitli karbür ve diğer katı parçacıkların ilavesi ile malzemelerin özellikle mekanik özellikleri ve buna bağlı performanslarında
ciddi artışlar kaydedilmiştir. Bilhassa, karbürler alüminyumda yaygın olarak kullanılmaktadır. Al
karbür (Al 4 C 3 ) içeriği Al metal teknolojisinde önemli bir bileşen ve elmas bağlı seramiklerin (Al 2 O 3 –Al 4 C 3 –AlN) üretimi
başlangıcında ilk kullanılan malzemelerden olup, bu yapı oda sıcaklığında yüksek termal iletkenlikle birlikte yüksek
elektrik direncine sahiptir. Ayrıca, Al 4 C 3 ilavesi metal kompozit ve alaşımlarının mukavemetleşmesini arttırmaktadır
(Al–Al 4 C 3 , Al–SiC–Al 4 C 3 , Al–Al 3 Ti–Al 4 C 3 , v.b.) [5].
2xxx serisi alaşımlar uzun zamandır havacılık sektöründe rağbet gören malzemelerdir ve ağırlıklı olarak uçak yüzeylerinde,
perçinlerde ve çekme araçlarında kullanılmaktadırlar. Yeni nesil 2014 Al alaşımı, havacılık sektöründe
geleneksel olarak tercih edilen 2024 alaşımının yerini almış bir alaşımdır. Bu alaşım özellikle sıcak ekstrüzyon ve
sıcak haddeleme sonrası elde edilmektedir. Genellikle içeriğinde bulunan Cu, Mg ve Mn oranları daha rafine edilmiştir.
Ayrıca, üretimden gelen diğer kalıntı elementlerin azaltılmış olması, sonraki katı hal işlemleri ve buna bağlı
yapısal tasarım kabiliyetini artırmaktadır [6]. 2014 alüminyum alaşımının elastikiyet modülü ve dayanımı 2024 alaşımınınkine
göre daha yüksektir. Bu çalışmada gaz atomizasyon yöntemi ile üretilmiş 2014 tozları, Grafit (C) tozları
MA işlemine tâbi tutulmuş, hem MA hem de MA sonrası işlemlerle yapısal gelişmeler incelenmiştir.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR:
2.1. Mekanik Alaşımlama:
2014 alaşım tozları, yüksek saflıktaki Ar gazıyla 15 bar basınç altında gaz atomizasyon yöntemi ile üretilmiştir.
Daha sonra, elek analizi ve parçacık boyut analiz cihazlarında ayrıştırılan tozların ortalama boyu 95 µm dir. Alaşım
tozları, (20-180 µm boyut aralığında) %2 grafit tozlarıyla harmanlandıktan sonra, yüksek enerjili dikey Atritör’de
MA işlemine tâbi tutulmuşlardır. Atritör içerisinden yüksek saflıkta Ar gazı geçirilerek toz karışımının oksitlenmesi
engellenmeye çalışılmıştır.
Bir önceki çalışmada, MA işlemi bir kimyasal kullanmadan saf Al ve C tozları ile gerçekleştirilmiş ve işlemin 2 s sonunda
başarıyla tamamlandığı belirlenmişti [7]. Benzer şekilde, bu çalışmada da MA için bir yağlayıcı kullanmadan
AA2014 tozları ve %2 C, 500 dev. / dak. ve 20: 1 bilye toz oranında öğütülmek istenmiştir. Ancak, sistemin kilitlendiğinin
fark edilince, ilave yağlayıcı olarak % 0,5 çinko sterat katılmış ve sorun aşılmıştır. Daha sonra, deneylerle
uygun MA süresinin en fazla 7 s olabileceği tespit edilmiştir. Bu süre sonucu elde edilen kompozit tozlarının ortalama
tane boyutu 54, 50 µm ve toz boyut aralığı 1,60-331 µm arasında değişmektedir.
Şekil 1’de, MA süresine bağlı olarak ortalama toz boyutu ve buna bağlı olarak sertlik değerleri verilmiştir. Alaşımlanmış
toz boyutun yaklaşık 5 s kadar arttığı ve bundan sonra tekrar azaldığı görülmektedir.
Şekil 1. MA işlemi sırasında, ortalama toz boyu ve sertlik değişimleri.
667

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Çeşitli sürelerde MA yapılan tozlar XRD ile incelenmiş ve işlemin sonunda beklenen Al 4 C 3 fazının oluşmadığı anlaşılmıştır
(Şekil 1). Benzer sonuçlar, diğer bazı çalışmalarda da görülmüştür [7-11].
2.2. Presleme ve Sinterleme:
Şekil 2. 7 s MA işlemi gören tozların XRD analizi.
MA sonrası tozlar, 600 MPa altında izo-statik presleme ile sıkıştırılarak tablet haline getirilmiştir. Daha sonra tabletler,
550 °C’de 2-24 s arasında, 600 °C’de 2-196 s olarak belirli zaman aralıklarında uzun süreli sinterleme işlemlerine
tâbi tutulmuştur. Bu süreç içerisinde, gerek MA sonrası tozları, gerekse sinterleme sonrası elde edilen kompozit
malzeme yapıları çeşitli karakterizasyon işlemlerine tâbi tutulmuşlardır. Sırasıyla: toz boyutu analizlari için; Malvern
Mastersizer E cihazı, XRD analizleri için; Cukα λ=1.5406 ve 2º/dakika tarama hızında Bruker D8 cihazı kullanılmıştır.
Ayrıca, mikro yapı incelemeleri Joel JSM-5600 taramalı elektron mikroskobunda (SEM), sertlik ölçümleri ise,
Shimadzu Mikro Sertlik cihazında 100g yük kullanılarak gerçekleştirilmiştir.
3. BULGULAR VE TARTIŞMA
MA sonrası preslenen kompozit tozları, preslenip tablet haline getirildikten sonra, 550 °C’de uzun süreler tavlanarak,
sinterlenmiştir. Tavlamanın başlangıcında (4 s), tane yapısı küçük ve gözeneklilik azalma eğilimi gösterirken,
zamanın artmasıyla (12 s) tanelerin irileştiği, buna karşın gözenek sayısında bir artış görülmüştür (Resim 3).
Şekil 3. 550 ºC’de uzun süre tavlanma sonrası mikro yapılar.
a) 4 s (X 1500) b) 12 s (X 1500)
550 0 C’ de, 4 s tavlanan numunelerde element dağılım taraması (EDS) yapılarak, mikro yapı içersindeki alaşım
elementleri ve miktarları belirlenmiştir. Resim 4’ te işaretlenen 3 ayrı bölgede EDS analizi yapılmıştır. İlk 2 analiz,
ana matris üzerinden alınmış, bu iki farklı bölgenin ısıl işlem sonrası element dağılım farklılıkları belirlenmiştir. 3.
analiz ise parlak renkli bölgeden alınmıştır. 1. bölgenin analizi göre; Alüminyum %93,2, Cu %0,85 ve Oksidin %5,94
olduğu, 2. bölgede, Cu %1,59 olarak artarken, O değerinin %1,69 oranına düştüğü tespit edilmiştir. 3. bölgede ise,
Cu %4,6 değerlerine ulaşırken, O değerinin % 3 civarında olduğu tespit edilmiştir.
Şekil 4. 550 °C’de 4 s tavlama sonrası mikro-yapı ve EDS için seçilen bölgeler (X 1500).
668

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Kısaca, yapı içerisinde element dağılımlarının homojen olmadığı, bölgesel farklılıkların baskın olduğu anlaşılmaktadır.
Şekil 4’te, 3. noktadan alınan analiz sonuçlarında, parlak yerlerin Cu bakımından zengin alanlar (Al 2 Cu) olduğu
anlaşılmaktadır.
Öte yandan, Şekil 5’teki genel EDS sonucu incelendiğinde, yapılan uzun süreli tavlamalar sonrası mikro yapıda
oksitlenme olmadığını göstermektedir. Ayrıca, genel Cu dağılım seviyesinin beklenen miktardan (%5) daha düşük
(%2,56) çıkmaktadır. Bu sonuca göre, Cu belli bölgelerde aşırı yoğunlaşarak, kümelenmektedir. Sıvı fazında sinterlemenin
etkin olduğu bu durumda, tane sınırlarında çökelen Al 2 Cu fazı, tane içinde azalan Cu miktarının sebebini
açıklamaktadır.
Şekil 5. 550 °C’de 4 s tavlama sonrası genel EDS sonuçları.
550°C de yapılan uzun tavlama sırasında zamana bağlı olarak önce gözeneklilikte bir artışın olduğu, bunun tersi
olarak ta yoğunlukta bir azalma meydana geldiği görülmektedir. Tavlamanın 24 s üzerine çıkmasıyla, olayın terse
döndüğü ve yoğunluğun artmaya başladığı fark edilmiştir. Kısaca, 24 s dönüm noktası olduğu ve etken mekanizmanın
zayıfladığı veya terse döndüğünü anlaşılmaktadır. Genelde, Al alaşımlarında bulunan Cu elementinin
malzemenin yoğunluğunda bir azalmaya sebep olduğu bildirilmektedir [2,12,13]. Esasen, hem Cu, hem de Mg, Al
içerisinde hızla yayınabilmekte ve böylece, küçük tane veya toz ara-yüzeylerine hızla çıkabilmektedirler. Özellikle
Mg, sıcaklığın etkisiyle Cu’a göre yaklaşık 5 kat daha hızlı yayınıp, buharlaşarak ardında boşluk bırakmaktadır [14].
Daha yavaş ilerleyen Cu ise daha sonra ara-yüzeylere gelip, yoğunlaşarak Al 2 Cu fazını oluşturmakta ve sıvı haldeki
bu faz zamanla tüm ara-yüzeyi kaplama eğilimi gösterdiği için gözeneklilikte bir azalma başlamaktadır. Bu yüzden
yapılan element analizlerinde, mikro yapılarda Mg elementine rastlanamamıştır [14].
Şekil 6. 600 °C’de 196 s tavlama sonrası mikro yapılar.
a) (X 1000) b) (X 1500)
600 0 C’de yapılan uzun sinterleme işlemlerinde, mikro-yapılarda az da olsa kısmi olarak yeniden kristalleşme (YK)
başlangıçları görülmektedir (Resim 6). Saf Al istif hatası enerjisi (İHE) yüksektir ve bu yüzden yaklaşık 300-350 0 C
gibi sıcaklıklarda, Al hızlı toparlanma ve YK eğilimindedir [15]. Ancak bu çalışmada, YK’nın, 600 0 C de çok uzun
süren tavlama sonrasında belli belirsiz oluşmaya başlaması, alaşım elementlerinin etkisinden daha çok, yapıda
yoğun olarak ince dağılımlı Al 4 C 3 parçacıklarının bulunduğunu ve YK başlangıcını önemli ölçüde ötelediğini göstermektedir.
Tavlama sırasında oluşan bu nano boyda, çok sık dağılımlı ve kararlı parçacıklar, MA sonrası soğuk
deformasyondan gelen alt yapı taneleri vs üzerinde yerleşerek, onların gelişimini engellerken, toparlanma sürecini
aşırı derecede geciktirmektedirler [14-18].
669

4. SONUÇLAR
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Sonuç olarak, yapı içerisinde yoğun dağılıma sahip Al 4 C 3 fazı YK başlangıcını önemli ölçüde etkilemektedir. YK bazı
belli bölgelerde çok zor ve yavaş olarak gelişim gösterme eğilimindedir. Önceki çalışmalardan, Al 4 C 3 parçacıklarının
yoğun olarak yapıda oluştuğu ve yapılarda hiçbir YK oluşumunun gözlenmediği bilinmektedir [7]. Bu çalışmada ise,
eldeki malzemenin YK’ya karşı gösterdiği aşırı direnç, özellikle yüksek sıcaklık dayanımının iyi olabileceğini işaret
etmektedir. Üretilen bu kompozit malzemede, hem MA sonrası sinterleme ve hem de yaşlandırma işlemleriyle
yüksek dayanımlı bir mikro-yapı elde edilmiştir. Malzeme, uzun süre yüksek sıcaklıklara maruz kalmasına rağmen,
mekanik olarak eriştiği dayanımdan bir şey kaybetmemekte ve böylece yüksek sıcaklık uygulamalarında sürünme
dayanımı yüksek malzemeler arasında yer bulma potansiyeline kazanmaktadır.
KAYNAKLAR
1. Suryanarayana C., “Mechanical Alloying and Milling”, Progress in Materials Science, 46 (2001) 1-184.
2. German R.M., ed. Sarıtaş S., Türker M., Durlu N., “Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri”, Türk Toz
Metalurjisi Derneği , Ankara, (2007).
3. Suryanarayana C., “Mechanical Alloying”, Pergamon Materials Series, 2 (1999) 49-85.
4. Ruiz-Navas E.M., Fogagnolo J.B., Vlasco F., Ruiz-Prieto J.M., Froyen L., “One Step Production of Aluminium
Matrix Composite Powders by Mechanical Alloying”, Progress in Composites, 37 (2006) 2114-2120.
5. Solozhenko V.L., Kurakevych O.O., “Equation of State of Aluminum Carbide Al4C
”, Progress in Solid State
3
Communications, 133 (2005) 385-388.
6. Kaçar H., Atik E., Meriç C., “The Effect of Precipitation-Hardening Conditions on Wear Behaviours at 2024
Aluminium Wrought Alloy” Progress in Materials Processing Technology, 142 (2003) 762-766.
7. Bostan, B., Özdemir A.T., Kalkanlı A., “Microstructure characteristics in Al-C system after mechanical alloying
and high temperature treatment”, Powder Metallurgy, 47:1 (2004) 37-42.
8. Arslan G., Kara F., Turan S., “Quantitative X-ray Diffraction Analysis of Reactive Infiltrated Boron Carbide–Aluminium
Composites” Journal of the European Ceramic Society 23 (2003) 1243–1255.
9. Wu, N. Q., Wu, J. M., Wang, G.X., Li, Z. Z., “Amorphozation in the Al-C System by Mechanical Alloying”, J. of
All. And Comp. 260 (1997) 121-126.
10. Besterci, M., “Preperation Microstructure and Properties of Al-Al4C
System Produced by Mechanical Allying’’,
3
Materials and Design, 27 (2006) 416-421.
11. Zhou, Y., Li Z.Q., “Structural Characterization of a Mechanical Alloyed Al-C Mixture’’, J. Alloys and Comp.,414
(2006) 107-122.
12. K.S. Dunnett, R.M. Mueller, D.P. Bishop, “Development of Al–Ni–Mg–(Cu) Aluminum P/M Alloys”, Journal of
materials processing technology 198 (2008) 31–40.
13. Zhou, J., Duszczyk, J., 1999. Liquid Phase Sintering of an AA2014-Based Composite Prepared from an Elemental
Powder Mixture. J. Mater. Sci. 34, (2008) 545–550.
14. Şimşir, M., Güngör, Ö., Ögel, B., ‘‘Al-Cu ve Al-Cu-Mg Toz Karışımlarının Azot Atmosferi Altında Sıcak Presleme
Çalışmaları’’, 10. Uluslararası Metalurji ve Malzeme Kongresi Bildiriler Kitabı Cilt III, 24-28 Mayıs, İstanbul,
1781-1788 (2000).
15. Cotterill P., Mould P.R., Recrystallization and Grain Growth in Metals, Surrey University Press, London, UK,
(1976).
16. Doherty R.D., The Deformed State and Nucleation of Recrystallization, Metal Science, 8 (1974) 132-142.
17. Higgins G.T., Grain Boundary Migration and Grain Growth, Metal Science, 8 (1974) 143-150.
18. Hoyt J.J., On the Coarsening of Precipitates Located on Grain Boundaries and Dislocations, Acta Metall.
Mater., 39 (1991) 2091-2098.
670

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
TOZ METALURjİSİ YÖNTEMİYLE Ag-B 2 O 3 ESASLI KONTAK MALZEMESİ
ÜRETİMİ VE ÖZELLİKLERİNİN İNCELENMESİ
Serkan BIYIK 1 , Fazlı ARSLAN 2
1 Karadeniz Teknik Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 61080,
Trabzon, e-mail: serkanbiyik@ktu.edu.tr
2 Karadeniz Teknik Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 61080, Trabzon,
e-mail: farslan@ktu.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada TM yöntemiyle üretilen Ag-B 2 O 3 esaslı kontak malzemelerinin özelliklerine B 2 O 3 oranının etkisi incelenmiştir.
Gümüş ve bor oksit tozları üretildikten sonra homojen bir şekilde karıştırılıp 1000 MPa’da preslenmiştir.
Preslenen numuneler 800°C’de sinterlenmiştir. Bor oksit % 0 ile % 15 oranında ilave edilmiştir. Sabit ve hareketli
kontak çiftlerinin malzemeleri aynı türden seçilmiştir. Numunelerin belirli çevrim sayıları sonunda ağırlıkları ölçülmüş
ve yüzeyleri metal mikroskobu ve SEM’de incelenmiştir. Deneyler 220 V, 50 Hz ve 5 A alternatif akım altında
yapılmıştır. Çevrim sayısı dakikada 60 açma-kapama olacak şekilde seçilmiştir. Açma-kapama sayısı 40.000
çevrime kadar çıkartılarak, çevrim sayısı ile ağırlık kaybı arasındaki ilişkiler araştırılmıştır. Belirli çevrim sayılarında
kontakların yüzeylerinde yapılan incelemelerde ark etkili bölge, geçiş bölgesi ve ark etkisiz bölge olmak üzere üç
farklı bölgenin oluştuğu gözlenmiştir. Ark etkili bölgeler çevrim sayısının artmasıyla genişlemiştir. Saf gümüş ve
B 2 O 3 oranının düşük olduğu kontak malzemelerinde ark etkili bölge yüzeyinde ergime sonucu nispeten kaba girinti
ve çıkıntılar oluşurken, artan B 2 O 3 oranıyla ark etkili bölgede belirgin ergime izleri azalmıştır. B 2 O 3 oranının yaklaşık
% 8 kadar artmasıyla ağırlık kaybında azalmalar tespit edilmiştir. Bu azalma özellikle % 10 oranında B 2 O 3 içeren
kontaklarda oldukça belirgindir.
Anahtar Kelimeler: Elektrik Kontak Malzemeleri, Ag Esaslı Kontak Malzemesi, Ark Erozyonu, Bor Oksit
INVESTIGATION OF PROPERTIES OF SILVER - BORIC OXIDE BASED
CONTACT MATERIALS PRODUCED BY POWDER METALLURGY
ABSTRACT
In this study, the effects of boric oxide content on the properties of Ag-B 2 O 3 based contact materials which were
produced by PM were investigated. Silver and boric oxide powders were uniformly mixed and pressed at 1000 MPa.
Compacts were sintered at 800°C. The boric oxide content was changed between 0 % and 15 %. Both the fixed
and the movable contacts were selected from the same material. The contact surfaces and the weight losses were
examined after certain cycles. Arc erosion experiments were carried out at 220 V, 50 Hz, 5 A AC and cycled at 60
operations per minute. The number of cycles were increased up to 40.000 and the relationship between weight loss
and cycle number were investigated. It was observed that all the samples were loosing weights rapidly up to 20.000
cycles and after that point, the weight losses were slow up to 40.000 cycles. The effects of B 2 O 3 was not significant
at low contents of B 2 O 3 but reached to minimum weight loss at about 8 % contents of B 2 O 3 . Examinations of contact
surfaces using metal microscope and SEM after certain cycles showed that the arc affected zones enlarged with
increasing number of cycles. Arc affected zone was almost diminished in 10 % B 2 O 3 containing materials, this was
attributed to cooling effect of B 2 O 3 particles which was melted at 450°C.
Key Words: Electrical Contact Materials, Silver-Based Contacts, Arc Erosion, Boric Oxide
671

1. GİRİŞ
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Kontaklar, elektrik uygulamalarının çoğunda kullanılan ve bir ya da daha fazla sayıdaki devrenin elektrik akımını
açıp kapamak suretiyle aynı anda bu devreleri kumanda edebilen kontaktör ve röle gibi elektromanyetik anahtarların
en önemli elemanlarından birisidir. Karşılıklı olarak çalışan, akım taşıma ve akım kesme görevlerini üstlenen
kontaklar, açılıp-kapanma sırasında oluşan ark ile aşırı şekilde ısınmakta ve hem ergime hem de buharlaşma yolu
ile önemli miktarlarda malzeme kaybına uğramaktadırlar. Buna ek olarak kontakların yüzeyleri bozulmakta ve bir
kontaktan diğerine malzeme transferinin meydana gelmesiyle kontaklar çalışamaz hale gelmektedirler. Bu olumsuz
durumları en aza indirerek kontakların ömürlerini uzatmak için seçilecek kontak malzemelerinin, akımın geçişi sırasında
oluşan yüksek ısıyı ileterek kontakların aşırı ısınmasını önleyecek yüksek elektriksel iletkenliğe, ortaya çıkan
ark ısısını iletecek yüksek ısıl iletkenliğe, kontakların yüzeylerinde birikerek yalıtkanlığa sebep olan oksit, sülfit ve
diğer bileşiklere karşı yüksek reaksiyon direncine, ark erozyonunu, malzeme transferini ve kaynak olmayı (yapışmayı)
sınırlayacak yüksek ergime noktasına ve düşük buhar basıncına, iyi bir aşınma direnci için yüksek sertliğe
sahip olması gerekir. Fakat hiçbir malzeme sıralanan bütün bu özelliklere tek başına sahip olmadığından emniyet,
elde edilebilirlik, ömür ve maliyet göz önüne alınarak belirlenen her uygulama için uygun bir malzeme seçimi yapılmalı
ve farklı özelliklere sahip malzemeler bir araya getirilmelidir.
Kontak malzemelerinin seçiminde, elektrik devresinin karakteristikleri (akım, gerilim v.b.), yükün çeşidi, kapasite,
kontaklara uygulanan kuvvet, kontakların açılıp-kapanma sayısı, açılıp-kapanmanın sıklığı ve güvenilirlik göz
önüne alınması gereken faktörlerin başlıcalarıdır [1-4]. Kontaklardan geçen akımın alternatif ya da doğru akım,
yüksek ya da düşük değerli, yükün indüktif, kapasitif, direnç ya da bir motor yükü olması da malzeme seçiminde
önemlidir.
Metallerin ömrünü önemli oranda azaltan atmosfer etkisi, kirlilikler, gazlar, tozlar, nem ve organik buharlar gibi çevresel
faktörler de kontak malzemesinin seçiminde önemli rol oynamaktadır.
Saf gümüşün diğer metaller içinde en yüksek ısıl ve elektrik iletkenliğine sahip olması, kontak malzemesi olarak
kullanımını cazip kılmasına karşın, ark erozyonuna karşı mukavemeti arttırmak, kaynama veya yapışmayı en aza
indirmek; oksit içerikli birçok malzeme ile birleştirilmesini gerekli kılmıştır. Döküm yolu ile üretilemeyen bu malzemeler,
toz metalurjisi ve iç oksidasyon yöntemleri ile elde edilmektedir. İç oksidasyon için gerekli zamanın çok
uzun olması, oksit dağılımının, büyüklüğünün, şeklinin düzensiz olması ve oksit içeriğinin sınırlı oranda olması, toz
metalurjisi tekniğinin iç oksidasyona tercih edilmesinin başlıca sebeplerini oluşturmaktadır.
Toz metalurjisi yöntemi kullanılarak istenilen özelliklerde ürünlerin elde edilebilmesi, aşağıdaki proses değişkenlerinin
doğru olarak seçilmesine ve kontrolüne bağlıdır [5]:
• Toz özellikleri,
• Tozun hazırlanış yöntemi,
• Sıkıştırmanın nasıl uygulandığı,
• Sıkıştırmanın yapıldığı kalıp ve aletlerin tasarımı,
• Sinterleme fırınının tipi,
• Sinterleme atmosferinin bileşimi,
• Sinterleme sıcaklığı ve zamanı da dahil olmak üzere üretim akışı,
• İkincil uygulamalar ve ısıl işlem.
Kontaklardan beklenen yararlı kullanım ömürleri, füzelerde birkaç operasyondan, otomobil titreştiricilerinde yüz
milyon çevrime (açma-kapama) ve telefon rölelerinde kırk yıla kadar değişmektedir.
Bu çalışmanın amacı yeni kontak malzemeleri bulmak ve geliştirmektir. Bu amaçla K.T.Ü. Fen Bilimleri Enstitüsü
Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Anabilim Dalı Toz Metalurjisi Laboratuarı’nda toz metalurjisi yöntemiyle değişik
oranlarda B 2 O 3 içeren gümüş esaslı kontak malzemeleri üretilmiş ve ark erozyon deneylerine tabi tutulmuştur. Ark
erozyon davranışları incelenen kontak malzemelerinde B 2 O 3 ’in ark erozyonuna ve arkın kontaklarda oluşturduğu
yüzey bozunumuna etkileri incelenmiştir.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Bu çalışmada hacimsel olarak %5, %10 ve %15 B 2 O 3 (bor oksit) içeren Ag (gümüş) esaslı elektrik kontak malzemeleri
toz metalurjisi yöntemi kullanılarak üretilmiştir. Üretilen bu kontaklar tasarım ve imalatı yapılan deney
düzeneğinde ark erozyon testlerine tabi tutulmuşlardır. Deneylerde kontakların 10.000, 20.000, 30.000 ve 40.000
kez açılıp-kapanması (çevrim) sonunda, kontak yüzeylerinde meydana gelen ark bozunumları incelenmiştir. Her
çevrim aralığı sonunda sabit ve hareketli kontakların ağırlıkları ölçülerek, ark erozyonu ile kontak çiftleri arasındaki
malzeme transferleri değerlendirilmiştir. Elde edilen bulgular ile de, test edilen dört değişik kontak arasında karşılaştırmalar
yapılarak B 2 O 3 oranının kontak erozyonuna etkisi incelenmiştir.
672

2.1. Kullanılan Malzemeler ve Toz Üretimi
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Kontakları üretmek için gerekli olan gümüş tozu, ticari saflıktaki gümüş (%99,7) bir parçanın mekanik eğelenmesiyle
elde edilmiştir. B 2 O 3 ise Etibank tesislerinde üretilmiş olup, piyasadan toz halinde alınmıştır. Üretilen tozlar 250
µm’lik elekten elenerek, elek altı tozlar kontak malzemesi imalinde kullanılmıştır. Deneyde kullanılan tozların SEM
görüntüleri aşağıda verilmiştir (Şekil 1 ve Şekil 2).
Şekil 1. Gümüş tozu
Şekil 2. Bor oksit tozu
2.2. Toz Metalurjisi Yöntemiyle Ag – B 2 O 3 Kontak Malzemesi Üretimi
İlk olarak Ag ve B 2 O 3 tozları sırasıyla %5, %10 ve %15 olmak üzere, belirli hacim oranlarında karıştırılmıştır. Karışımın
homojen olabilmesi için karıştırılma esnasında tozlara etil alkol püskürtülmüştür. Elde edilen bu toz karışımı
Şekil 3 ve Şekil 4’de görünüşleri verilen kalıpta sıkıştırılmıştır. Sıkıştırma işlemi 15 ton kapasiteli hidrolik bir pres ile
yapılmıştır. Sıkıştırma basıncı 1000 MPa olarak alınmıştır.
Şekil 3. Ag – B 2 O 3 tozlarının preslenmesinde kullanılan kalıbın görünüşü
673

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 4. Ag – B 2 O 3 tozlarının presleme kalıbının teknik resmi
Sıkıştırılan toz karışımı, başka bir ifadeyle ham kompaktlar sinterlenmek üzere içi odun kömürü ile doldurulmuş olan
bir çelik tüp içine (uçları kapalı) yerleştirilmiştir. Bu suretle indirgeyici atmosfer oluşturularak oksitlenme önlenmiştir.
Sinterleme işlemi sinter fırınında 800°C’de 1 saat süre ile gerçekleştirilmiştir. Sinterlenmiş olan bu parçalar biri sabit
kontak, diğeri de hareketli kontak olacak şekilde bakır levhalara lehimlenmişlerdir. Lehimleme işleminin ardından
kontak yüzeyleri işlenip en son 800 numaralı zımpara ile zımparalama işlemi yapılmıştır. Elde edilen kontakların
yüksekliği yaklaşık 2.50 mm olarak ölçülmüştür. Hem alt hem de üst kontakların çapları 5 mm’dir. Bütün ölçümler
dijital kumpas kullanılarak yapılmıştır.
Üst kontaklar hareketli, alt kontaklar ise sabit olarak kullanılmıştır. Kontaklar için kullanılan üretim metodunun iş akış
diyagramı Şekil 5’de gösterilmiştir. Şekildeki akış diyagramına göre imal edilip son şekline getirilen Ag - %5 B 2 O 3 ,
Ag - %10 B 2 O 3 , Ag - % 15 B 2 O 3 ve ayrıca saf gümüş kontaklar ark erozyon testlerine tabi tutulmuştur. Testlerden
sonra numunelerin yüzeyleri metal mikroskobunda ve SEM’de incelenerek fotoğrafları çekilmiştir.
Şekil 5. Kontak malzemesi üretiminde izlenen iş akış diyagramı
674

2.3. Deney Düzeneği Elektrik Devresi
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Ag – B 2 O 3 kontaklarının test edilmesinde kullanılan deney düzeneği Şekil 6’da görüldüğü gibidir.
Şekil 6. Kontakların test edilmesinde kullanılan deney düzeneği
Deney düzeneği elemanları röle, çift ayarlı flâşör, reosta, varyak ve doğru akım kaynağından oluşmaktadır. Rölenin
bobini 24 voltluk doğru akım ile çalışmaktadır. Bobin işlevi, akım geçtiğinde mıknatıslanarak hareketli kontağı
kendine doğru çekmesi ve akım kesildiğinde ise kontağı bırakması şeklindedir. Bu şekilde hareketli kontağın sabit
kontak üzerine kapanıp açılması sağlanmıştır. Kontakların belirli frekanslarda açılıp kapanmalarını sağlamak için
çift ayarlı flâşör kullanılmıştır. Böylelikle kontakların ne sıklıkla açılıp kapanacağı ve çevrim sonrası bekleme süresi
kolaylıkla ayarlanabilmiştir. Devreden geçen akımı artırmak veya azaltmak için düzeneğe varyak dahil edilmiştir.
Rölenin kontakları 220 V gerilim ve 50 Hz frekans değerindeki alternatif akım şebekesine bağlanmıştır. Ayrıca kontaklar
üzerinden 5 A’ lik akımın çekilmesi için de devreye reosta eklenmiştir.
Kontaklar üretilip bakır levhalara lehimlendikten sonra kontak sistemine monte edilmişlerdir. Kontak sistemi Şekil
7’de görüldüğü gibidir.
2.4. Deneylerin Yapılışı
Gümüş ve bor oksit tozları elek sisteminden geçirilmiş ve 250 µm’lik elek altı tozlar kontakların üretiminde tercih
edilmiştir. Ortalama parçacık boyutu arttıkça, sinterleme işlemi kötü yönde etkilenecektir [6]. Bu nedenle 250 µm’lik
elek altı tozlar presleme ve sinterleme açısından uygun görülmüştür. Hacimsel olarak %5, %10 ve %15 oranında
B 2 O 3 içeren Ag – B 2 O 3 kompozitleri daha önce bahsedilen akış şemasına uygun olarak imal edilmişlerdir. Şekil 6’da
gösterilen deney düzeneğindeki devreye monte edilen sabit ve hareketli kontaklar belirli açma – kapama sayılarında
alınarak ağırlıkları ölçülmüş ve daha sonra da yüzeyleri metal mikroskobu altında incelenmiştir.
Şekil 7. Kontak sistemi
675

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Deneylerden önce ortamın sıcaklığı ve nemi higrometreyle (nem ölçer) ölçülmüştür. Deneylerde nem oranının % 41
RH – % 60 RH arasında olduğu görülmüştür.
Sistemin çalışması esnasındaki sıcaklık artışları ise kızılötesi termometre aracılığıyla belirlenmiştir. Yüzeylerin incelenmesinde
ise metal mikroskobu kullanılmıştır.
Çift ayarlı flâşör ile kontakların saniyede bir kez açılıp-kapanması sağlanmıştır. Araştırmacıların yaptığı çalışmalarda
da deneylerin sağlıklı olması açısından açma-kapama sayısı dakikada 60 olarak alınmıştır [7]. Kontaklardan 220
V gerilim, 50 Hz frekans değerlerinde 5 A’lik alternatif akım geçirilerek deneyler yapılmıştır. Yapılan incelemelerde
her kontak malzemesi çifti için ark erozyonu ve yüzeyde ark ile ortaya çıkan değişiklikler karşılaştırmalı olarak incelenerek
B 2 O 3 oranının etkisi değerlendirilmiştir.
3. SONUÇLAR
1. Alternatif akım şartlarında (220V, 50 Hz, 5 A) yapılan deneyler sonucu yaklaşık 20.000 açma-kapamada her
dört çeşit kontak çiftindeki toplam ağırlık kaybında nispeten hızlı bir artış görülmüş ve bu çevrimden sonra ağırlık
kaybındaki azalma yavaşlamıştır (Şekil 8).
Şekil 8. Dört farklı malzemeden yapılmış kontak çiftlerine ait toplam ağırlık kayıplarının açma-kapama
sayısı ile değişimi
2. Gümüşe % 5 B 2 O 3 katılmasıyla üretilen kontak çiftindeki toplam ağırlık kaybı, saf gümüş kontaktakine yakın seyrederken,
özellikle % 10 B 2 O 3 içeren Ag - B 2 O 3 kontak çiftlerinde ağırlık kaybında saf gümüşe göre önemli ölçüde
düşüş görülmüştür. Kontak malzemesindeki B 2 O 3 oranı arttıkça (yaklaşık % 10 B 2 O 3 oranına kadar) ağırlık kaybında
azalma gözlenmiştir (Şekil 8 ve Şekil 9).
Şekil 9. Değişik açma-kapama sayıları için kontak çiftlerine ait toplam ağırlık kayıplarının bor oksit
oranıyla değişimi
676

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3. Sabit kontaklarda saf gümüş ile % 5 B 2 O 3 içeren kontak malzemeleri benzer davranış sergilerken, % 10 B 2 O 3
içeren kontak malzemelerindeki ağırlık kaybı önemli ölçüde düşüş göstermiştir (Şekil 10). Hareketli kontaklarda ise,
saf gümüş ile % 15 B 2 O 3 içeren malzemelerde daha yüksek ağırlık kaybı görülmüştür (Şekil 11).
Şekil 10. Dört farklı malzemeden yapılmış sabit kontakların ağırlık kayıplarının açma-kapama sayısı ile
değişimi
Şekil 11. Dört farklı malzemeden yapılmış hareketli kontakların ağırlık kayıplarının açma-kapama
sayısı ile değişimi
4. Üzerlerinden akım geçen kontak çiftlerinin açılıp-kapanmaları sırasında oluşan ark nedeniyle kontak yüzeylerinde
yapısal değişiklikler olmuştur. Genel olarak nispeten fazla ağırlık kaybı gösteren numunelerde arkın etkin olduğu
bölgenin nispeten daha belirgin ve daha geniş olduğu gözlenmiştir (Şekil 12 ve Şekil 13).
Şekil 12. % 15 B 2 O 3 içeren kontaklarda meydana
gelen ark etkili bölgelerin görünümü
677
Şekil 13. % 15 B 2 O 3 içeren kontaklarda meydana
gelen ark etkili bölgelerin diğer bir görünümü

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
5. Saf gümüş kontakların yüzeylerinde oluşan ark etkili bölge homojen olmayan bir değişim gösterirken, B 2 O 3 içeren
Ag - B 2 O 3 kontak yüzeylerinde % 10 B 2 O 3 oranına kadar artan B 2 O 3 oranıyla daha homojen bir görünüm sergilemiştir
(Şekil 14 ve Şekil 15).
Şekil 14. % 10 B 2 O 3 içeren kontaklarda meydana
gelen homojen ark etkili bölge
6. Sabit kontakların yüzeylerindeki ark etkili bölgelerde genellikle ergime sonucu malzeme çıkıntıları ve ark noktaları
oluşurken, hareketli kontaklarda daha geniş alana dağılmış çukurcuklar ve nispeten küçük çıkıntıların oluştuğu
görülmüştür.
4. KAYNAKLAR
Şekil 15. % 10 B 2 O 3 içeren kontaklarda meydana
gelen homojen ark etkili bölgenin diğer bir görünümü
1. Akarsu, F., Dalay, N., Dölen, E., Erdoğan, F., Günsel, E., Kan, B., Savat, G., Sevindik, A. ve Soytürk, E., Nasıl
Çalışır, Cilt I, Marshall Cavendish Ltd., Londra ve Gelişim Basım Yayım A.Ş., İstanbul, 1980.
2. Askeland, D.R., The Science and Engineering of Materials, University of Nostrand Reinhold (International),
Missouri, Rolla, 1988.
3. Onaran, K. ve Altıntaş, S., Malzemelerin Yapı ve Özellikleri, Elektronik Özellikler, 4. Cilt, Birinci Baskı, İ.T.Ü.
Kütüphanesi, Sayı: 1332, Gümüşsuyu, İstanbul, 1986.
4. Ayar, H., Elektrik Kontak Malzemeleri, Bitirme Çalışması, K.T.Ü., Mühendislik Mimarlık Fakültesi, Makine
Mühendisliği Bölümü, Trabzon, 1986.
5. Anonim, Metals Handbook, Properties and Selection: Irons, Steels and High Performance Alloys, A.S.M.,
1993.
6. Sarıtaş, S., Türker, M. ve Durlu, N., Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri, Ankara, Temmuz 2007.
7. Wingert, P.C. ve Horn, G., The Effects of CdO on the Static Gap Arc Erosion of Silver – Based Contacts,
IEEE Transactions on Components, Hybrids and Manufacturing Technology, 16, 2 (1993)
678

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
AĞIRLIKÇA %10 SiC PARÇACIK TAKVİYELİ AL MATRİSLİ KOMPOZİT
ÜRETİMİNDE, ÜRETİM YÖNTEMİNİN KOMPOZİT ÖZELLİKLERİNE ETKİSİ
Hasan KARABULUT*, Ramazan ÇITAK**
* Ankara Altındağ Siteler Mesleki Eğitim Merkezi, Metal Teknolojisi Öğretmeni, Siteler, 06500, Ankara,
karabulut.hasan@hotmail.com
** Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Teknikokullar, 06500, Ankara,
rcitak@gazi.edu.tr
ÖZET
Ağırlıkça % 10 SiC parçacık takviyesi içeren Al matrisli kompozitler turbulada karıştırma (TK) ve Mekanik alaşımlama
(MA) yöntemi ile üretildi. TK işlemi homojen bir karışım sağlamak amacıyla 1 saat süreyle yapılmış olup,
MA işlemi 10 saat süreyle gerçekleştirildi. TK ve MA yapılmış numunelerin toz boyutu, parçacık dağılımı, sertlik,
yoğunluk, gözeneklilik gibi karakteristik özellikleri ve abrasif aşınma dirençleri incelenerek kıyaslamalar yapıldı.
Yapılan deney ve analiz sonuçlarında MA yapılmış numunelerin TK numunelerine göre daha homojen bir parçacık
dağılımına sahip olduğu belirlenmiştir. TK numunelerinin yoğunluğunun daha fazla, dolayısıyla daha az gözenek
değerine ve daha yüksek abrasif aşınma direncine sahip olduğu; MA uygulanmış numunelerin ise, toz boyutunun
daha küçük, sertlik değerinin daha yüksek olduğu belirlenmiştir.
Anahtar Kelimeler: Kompozit, mekanik alaşımlama, SiC, abrasif aşınma direnci, sertlik.
EFFECT OF PRODUCTION METhODS ON COMPOSİTE PROPERTIES FOR
%10 (BY WEIGHT) SiC PARTICLE REINFORCED AL MATRIX COMPOSITES
ABSTRACT
Al matrix composites containing 10 % (by weight) SiC particle reinforcement was produced by turbulent mixing
(TK) and mechanical alloying (MA). Mixing process in order to ensure a homogeneous mixture was carried out in a
three dimensional turbula device for one hour. MA process was performed for 10 hours. Particle size, reinforcement
distribution, hardness, density, porosity and abrasive wear resistances of composites were investigated and compared.
It was determined that MA samples had more homogeneous reinforcement distribution than TK samples. TK
samples had high density and less porosity and higher abrasive wear resistance. It has also been determined that
MA samples had smaller particle size and higher hardness.
Keywords: Composite, mechanical alloying, SiC, abrassive wear, hardness.
1. GİRİŞ
Yeni malzeme geliştirme çalışmaları sürekli devam etmekte olup, kompozit malzemeler için yapılan çalışmalarda
çok hızlı bir şekilde ilerlemektedir. Kompozit malzemeler, kimyasal bileşimi ve özellikleri farklı olan iki veya daha
fazla malzemenin makro düzeyde birleştirilmesiyle elde edilen malzemeler olarak tanımlanmaktadır [1]. Kompoziti
oluşturan malzemeler ara yüzeylerle birbirlerinden ayrılır ve yapı içinde kendi özelliklerini korurlar. Ancak kompozit
malzemenin özellikleri, kendisini oluşturan malzemelerin özelliklerinden üstündür [2]. Kompozit malzemelerin çoğu
takviye elemanları ve bunun etrafını çevreleyen matris malzemesinden oluşmaktadır. Takviye elemanlarının temel
fonksiyonu gelen yükü taşımak, matrisin rijitlik ve dayanımını arttırmaktır. Kompozit malzemelerin üretiminde uygun
679

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
şartlar oluşturulursa hafif alaşımların darbe ve aşınma dayanımı arttırılabilir, yüksek sıcaklıklarda çalışabilecek özellikler
kazandırılabilir ve yoğunluklarını düşürmekte mümkün olabilir [3]. Bu sebeple düşük yoğunluklu alüminyuma
yapılan seramik takviyesi ile yüksek mekanik özelliklere sahip kompozitler üretilebilir. Alüminyum ve alaşımlarının
dayanımlarını artırmak ve diğer özelliklerini de iyileştirmek için sert takviye elemanlarıyla (fiber, whisker, parçacık
gibi) alüminyum matrisli kompozitler üretilmektedir [4].
Kompozit malzemeler, çeşitli döküm ya da toz metalurjisi teknikleriyle üretilebilir. Bu tekniklerden bir tanesi de bir
katı hal işlem tekniği olan mekanik alaşımlama yöntemidir. Mekanik alaşımlama işlemi ile döküm yönteminde karşılaşılan
homojenlik, ıslatılabilirlik, birbiri içerisinde karışmama vb. problemler ortadan kaldırılabilmektedir [5].
Bu çalışmada, Al matrisli ve ağırlıkça %10 SiC parçacık takviyeli kompozitler karıştırma ve mekanik alaşımlama
yöntemiyle üretilmiştir. Mikroyapı, tane boyutu, yoğunluk, gözeneklilik ve sertlik gibi özelliklerin yanında abrasif
aşınma dirençlerinin de incelenmesi amaçlanmıştır.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Matris malzemesi olarak kullanılan alüminyum tozlar % 99,7 saflıkta olup 72 µm ortalama toz boyutundadır. Takviye
elemanı olarak SiC seramik tozları ise; 12 µm ortalama toz boyutundadır. Karıştırma işlemi homojen bir karışım elde
etmek amacıyla 1 saat süreyle üç boyutlu karıştırma yapabilen turbula cihazında bilyesiz olarak yapıldı. Mekanik
alaşımlama işlemi ise; szegvari modeli dikey bir atritör içerisinde 10/1 bilye/toz oranında 10 mm çapında çelik bilye
ve 0,75 g yağlayıcı ile birlikte yapıldı. MA işlemi 350 rpm hızda, akan argon atmosferinde 10 saat sürede uygulanmıştır.
MA sırasında ısınmayı önlemek için silindir, akan soğuk su ile sürekli soğutuldu.
TK ve MA işleminin toz boyutuna etkisini belirlemek için toz boyut analizi yapılmıştır. Ardından kompozitlerin mikroyapı,
yoğunluk, gözeneklilik, sertlik ve abrasif aşınma dirençlerini belirlemek amacıyla Ø12 x 15 mm boyutlarında
blok numuneler 700 MPa presleme basıncında tek yönlü olarak preslendi. Preslenen numuneler 600 °C sıcaklıkta
akan argon atmosferinde 1 saat süreyle sinterlendi. Sinterleme öncesi ve sonrası yoğunluk ölçümleri yapılarak
gözenek değerleri belirlenmiştir. Sinterlenen numunelerdeki sinterlemeyi ve faz dağılımını görebilmek için, öncelikle
numuneler uygun zımparalama, parlatma ve dağlamanın ardından Optik Mikroskop ve Taramalı Elektron Mikroskobu
ile incelendi. Sertlik ölçümleri Brinell sertlik ölçüm cihazında 2,5 mm bilye uç ve 31,25 kgf yük uygulanarak
gerçekleştirildi. Her numune için 6’şar adet ölçüm yapıldı ve bu değerlerin ortalaması alındı. Aşınma deneyleri 1200
mesh’lik SiC abrasif aşındırıcı zımparalar ile 7,5 m mesafede kuru ve yağsız kayma koşulları altında gerçekleştirildi.
Aşınma deney öncesi ve sonrasında hassas terazi ile ağırlıklar ölçüldü ve deney sonrası ağırlık kayıpları belirlendi.
Resim 1’de aşınma deneylerinin gerçekleştirildiği deney cihazı görülmektedir.
3. DENEYSEL SONUÇLAR
3.1 Toz Boyutu Ölçümleri
Resim 1. Aşınma deney düzeneği
[a) SiC zımpara, b) Numune tutucu (mandren), c) Döner disk]
Şekil 2’de görüldüğü gibi, MA uygulanmış numunelerde toz boyutları 45 µm’ lara kadar düşerken, TK işlemi yapılmış
numunelerde karışımın ortalama toz boyutu 67 µm olarak ölçülmüştür. Bunun sebebi MA uygulanmış numunelerde
tozların 10 saat süreyle yüksek enerjili değirmen içerisinde deformasyona maruz kalması ve dolayısıyla ortaya
çıkan pekleşmenin sonucunda kırılma mekanizmasının etkili olmasıdır. Karabulut ve Çıtak benzer şartlarda Al Mat-
680

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
risli ve Al 2 O 3 parçacık takviyeli kompozit üretmişler ve 10 saat MA işleminin sonucunda parçacık boyutunun 27 µm
mertebesine kadar düştüğünü bulmuştur [6]. Benzer şekilde Arık ve Türker MA yöntemi ile ürettikleri Fe-Fe 3 C kompozitlerde
alaşımlama süresinin artmasıyla toz boyutunda azalmalar olduğunu tespit etmiştir [7]. Her iki çalışmada
da ortaya çıkan sonuçlar bu çalışmayı destekleyici niteliktedir.
Şekil 2. Toz boyut analiz sonuçları
Resim 2’de TK ve MA yapılmış toz numunelerin SEM fotoğrafları verilmiştir. Resimlerde de görüldüğü gibi MA
yapılmış numunelerde öğütme şartlarından kaynaklı deformasyonun etkisi ile oluşan tane küçülmesi ve pullaşma
belirgindir, ancak turbula cihazında bilyesiz olarak karıştırma yapılmış toz numunelerde herhangi bir deformasyon
etkisi görülmemektedir.
3.2 Yoğunluk ve Gözeneklilik Değerleri
Resim 2. TK ve 10 saat MA yapılmış tozların SEM görüntüsü
Şekil 3’te blok numunelerin sinterleme öncesi/sonrası yoğunluk ve gözeneklilik değerleri verilmiştir. Bu sonuçlara
göre turbulada karıştırma yapılmış numunelerin daha yüksek yoğunluğa ve daha az gözeneklilik değerine sahip
olduğu görülmektedir. TK işlemi yapılmış numunelerin ham yoğunlukları % 96 iken; MA yapılmış numunelerin ham
yoğunlukları % 94 olarak belirlenmiştir. Sinterleme sonrası ise numunelerin yoğunluk değerleri bir miktar artmıştır.
Mekanik alaşımlanmış numunelerin TK numunelerine gore yoğunluklarının düşük olmasının sebebinin MA sırasında
yüksek deformasyonun etkisiyle tozlarda oluşan pekleşmenin numunelerin presleme esnasında sıkıştırılabilirliğini
olumsuz etkilemesinden kaynaklandığı sanılmaktadır.
Karabulut ve Çıtak’ında aynı şartlarda ürettikleri Al Matrisli ve Al 2 O 3 ve SiC parçacık takviyeli kompozitlerde buldukları
benzer sonuçlar bu çalışmayı desteklemektedir [6, 8]. Ayrıca bu durum MA yapılmış numunelerin toz boyutunun
turbulada karıştırma yapılmış numunelere göre daha düşük olmasından da kaynaklanabilir. Çünkü, küçük tozların
sıkıştırmaya direnç gösterdiği ve bundan dolayı özellikle nano boyutlu tozların sıkıştırılabilirliğinin çok zor olduğu
belirtilmektedir [9].
681

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3. Turbulada karıştırma ve MA yapılmış numunelerinin sinterleme öncesi ve sonrası yoğunlukları ve
gözeneklilik değeri
Üretilen blok numunelere ait optik mikroskop fotoğrafları Resim 3’de verilmiştir. MA uygulanmış numunelerin TK
numunelerine nispeten daha homojen bir dağılım sergilediği görülmektedir. Diğer yandan MA işlemi uygulanan
numunelerde TK numunelerine göre gözeneklilik oranının arttığı belirgindir. Her ne kadar MA işlemleri koruyucu
gaz atmosferi altında yapılsa da, uzun süreli MA işlemlerinde % 100 denge şartlarının sağlanması zordur. Bu sebeple
uzun sureli MA işlemlerinde toz yüzeylerinde oluşabilecek oksitlenmeler presleme ve sinterleme esnasında
olumsuz etkilere neden olabilir. Doğal olarak numunelerin yoğunlukları düşerken, gözeneklilik değeride bir miktar
artmaktadır.
Resim 3. TK ve 10 saat MA yapılmış blok numunelerin optik Mikroskop resimleri
3.3 Sertlik Ölçümleri
Sadece matris malzemesi olarak kullanılan alüminyum tozlarından aynı şartlarda üretilen blok numunelerin sertlik
sonuçları 26 HB sertlik değerinde elde edilmişken, doğal olarak parçacık takviyeli kompozitlerin sertlikleri hem
TK işlemi, hem de MA işlemi sonucunda daha yüksek çıkmıştır. Şekil 4’te görüldüğü gibi MA yapılmış numunelerin
brinell sertlik değerleri, turbulada karıştırma yapılmış numunelerin sertlik değerine oranla neredeyse iki katına
yakındır. Bu artışın, MA sırasında oluşan tane küçülmesinden kaynaklandığı düşünülmektedir. Arık, MA ile ürettiği
kompozitlerde sertlik için en önemli faktörlerden birinin MA süresi olduğunu belirtmiştir [10].
Şekil 4. Sertlik sonuçları
682

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.4 Aşınma Dirençleri
Tüm numunelere aşınma deneylerinde 10, 20 ve 30 N yük uygulanmıştır. Doğal olarak yük miktarının artmasıyla
aşınma miktarları da artmıştır. Saf alüminyumda, üretilen kompozit malzemelere göre daha kolay deformasyon
oluşmuş, çizik oluşumu ve sürüklenme sebebiyle aşınma daha kolay başlamıştır (Resim 4). Yumuşak malzemelerin
sert malzemelere göre daha çabuk deformasyona uğrayacağı ve dolayısıyla malzemenin şekil değişimine uğramasının
daha kolay olacağı belirtilmiştir [11]. Aşınma deneyleri içerisinde beklendiği gibi en fazla aşınma miktarı saf
Al malzemede tespit edilmiştir. Saf alüminyum’da abrasif aşınmada mikro kesmeyle birlikte yüksek deformasyon
sonucunda takozlama (sürüklenme) mekanizması oluşmuş ve buna bağlı olarak sürekli geniş çizgiler meydana
gelmiştir. Hasırcı ve Gül’de yaptıkları çalışmada benzer sonuçlar bulmuştur [11].
(a) (b) (c)
Resim 4. 30 N yük altında aşınmış numune SEM resimleri
(a) Saf alüminyum (b) TK işlemi yapılmış kompozit (c) MA işlemi yapılmış kompozit
TK ve MA tekniğiyle üretilen kompozitler de beklendiği gibi aşınma miktarları saf Al malzemeye kıyasla daha azdır.
Bu durum üretilen kompozitlerde sert seramik parçacık takviyesinin etkisinden kaynaklanmaktadır.
Şekil 5. Saf alüminyum ve kompozitlerin ağırlık kaybı miktarları
Genel olarak tüm kompozitlerin aşınma miktarları incelendiğinde (Şekil 5), TK ile üretilmiş olan numunelerin MA
ile üretilmiş olan numunelere göre daha az aşındığını görülmektedir. Bu durumun TK numunelerinin daha yoğun
ve bu numunelerde sinterlemenin daha iyi olmasından kaynaklandığı sanılmaktadır. Benzer şekilde Kurt yaptığı
çalışmada, Al-Al 2 O 3 takviyeli kompozitleri, 4’er saat süreyle turbulada bilyesiz olarak karıştırma, MA ve döner değirmende
olmak üzere üç farklı yöntemle üretmiştir. Üretilen blok numunelerde en iyi aşınma performansının turbula
cihazında üretilen kompozitlerde olduğunu tespit etmiştir [12].
1.
•
•
•
•
•
SONUÇLAR
MA işlemi ile uygulanmış numunelerin toz boyutu önemli oranda küçülmüştür.
Sinterleme sonrası tüm numunelerin yoğunluk değeri artmıştır. TK numunelerinde sinterleme sonrası yoğunluk
artışı daha fazladır, dolayısıyla bu numunelerde sinterlemenin daha iyi olduğu görülmüştür.
TK numunelerinin yoğunluk değerleri MA numunelerine göre daha yüksek ve dolayısıyla gözenek değerleri de
daha düşüktür.
MA ile üretilmiş kompozitler TK ile üretilmiş kompozitlere göre daha serttir.
MA numunelerinin abrasive aşınma dirençleri TK numunelerine göre daha düşüktür.
683

TEŞEKKÜR
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Gazi Üniversitesi BAP Birimine 07/2010-58 nolu proje kapsamında yaptığı katkılardan dolayı teşekkür ederiz.
KAYNAKLAR
1. Kaw, A.K., “Mechanics of Composite Materials”, Crc Press, Washington, 3: 61-65 (1997).
2. Hull, D. ve Clyne, T.W., “An Introduction to Composite Materials”, 2nd Edition, Cambridge University Press,
Cambridge, (1996).
3. Sahin, Y., “Kompozit Malzemelere Giris”, Gazi Kitabevi, Ankara, 65-69 (2000).
4. Jun D., Liu, Y.-H., Yu, S.-R., Li, W.-F. “Dry sliding friction and wear properties of Al2O
and carbon short fibres
3
reinforced Al-12Si alloy hybrid composites”, Wear, 257: 930-940 (2004).
5. Suryanarayana, C., “Mechanichal alloying and milling”, Progress in Materials Science, 46: 1-184 (2001).
6. Karabulut, H., Çıtak, R., “Al matrisli ve Al2O
parçacık takviyeli kompozitler için üretim yönteminin kompozit
3
özelliklerine etkisi” 6th International Advanced Technologies Symposium (IATS’11), 503-506, Elazığ, 2011.
7. Arık, H., Türker, M., “Production and characterization of in situ Fe-Fe C composite produced by mechanical
3
alloying”, Materials & Design, 28: 140-146 (2005).
8. Karabulut, H., Çıtak, R., “Al matrisli ve SiC parçacık takviyeli kompozitlerin farklı mekanik alaşımlama sürelerinde
üretilmesi ve karakterize edilmesi” 6th International Advanced Technologies Symposium (IATS’11),
527-530, Elazığ, 2011.
9. Sarıtaş, S., Türker, M, Durlu, N,.”Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri”, Türk Toz Metalurjisi Yayınları:
05, Ankara, 2-9, 15-34, 206, 237, 379-387, 404-410, (2007).
10. Arık, H., “Production and characterization of in situ Al4C
reinforced aluminum based composite produced by
3
mechanical alloying technique”, Materials and Design, 25: 1-4, (2004).
11. Hasırcı, H., Gül, F., “B C /Al kompozitlerin takviye hacim oranına bağlı olarak abrasif aşınma davranışlarının
4
incelenmesi”, SDU International Journal of Technologic Sciences, Vol 2, PP 15-21, 2010.
12. Kurt, H., “Alüminyum Alümina Kompozit Malzeme Üretiminde Karıştırma Tekniğinin Kompozitin Aşınma Davranışı
Üzerine Etkilerinin Araştırılması”, Yüksek Lisans Tezi, Gazi Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, Ankara,
33-48 (2010).
684

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
YÜKSEK ORANDA GÖZENEK ÇEREN DEMİR ESASLI KOMPAKTLARDA
ÜRETİM SÜRECİ ESNASINDA MEYDANA
GELEN hACİMSEL DEĞİŞİMLER
Nuray BEKÖZ*, Enver OKTAY*
* İstanbul Üniversitesi Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, Avcılar, İstanbul.
e-mail : nbekoz@istanbul.edu.tr, oktay@istanbul.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada; toz metalurjisindeki boşluk yapıcı tekniği kullanılarak yüksek oranlarda gözenek içeren demir esaslı
kompaktlarda üretim süreci esnasında meydana gelen hacimsel değişimler incelenmiştir. Farklı şekil ve partikül
boyutlarına sahip karbamit, Astaloy Mo tozlarıyla kaplandıktan sonra 200 MPa basınç altında preslenerek boy/çap
oranı yaklaşık 1,5 olan silindirik ham kompaktlar üretilmiştir. Ham kompaktlar içerisindeki karbamitin suda çözündürülerek
uzaklaştırılmasıyla elde edilen gözenekli yapılar hidrojen atmosferinde 1200 °C’de 60 dakika sinterlenmiştir.
Çözündürme sonrası ham kompaktlarda hacimsel büyüme meydana gelmiş, artan karbamit miktarı ve azalan karbamit
boyutuyla hacimsel büyüme azalmıştır. Sinterleme sonrası numunelerde; gözenek miktarı, şekli ve boyutuna
bağlı olarak hacimsel çekme gerçekleşmiştir.
Anahtar kelimeler: Gözenekli malzemeler, karbamit, sinterleme, hacimsel değişimler.
DIMENSIONAL CHANGES IN HIGHLY POROUS IRON BASED
COMPACTS OCCURRED DURING MANUFACTURING PROCESS
ABSTRACT
In this study; volume changes that occurred during manufacturing process of highly porous iron based compacts
using the space holder technique in powder metallurgy were investigated. Different amount of space holder (carbmide)
having different particle sizes and shapes were covered with pre-alloyed Astaloy Mo powder and then compacted
at 200 MPa to produced green compacts having length to diameter ratio of about 1.5. Carbamide in the green
compacts was removed by water leaching and then the highly porous green compacts were sintered at 1200 °C for
60 minutes under hydrogen atmosphere. Volume expansion in the green compact occurred after water leaching. An
increase in carbamide content and a decrease in carbamide particle size lead to lower volume expansions. Sintering
caused volumetric shrinkage in the compacts. The extent of volumetric shrinkage after sintering was dependent
on volume, shape and sizes of the pores.
Keywords: Porous materials, carbamide, sintering, volumetric changes.
1. GİRİŞ
Yüksek oranda gözenek içeren malzemeler; yüksek mekanik enerji emebilme kapasitesi ve çok düşük özgül ağırlığa
sahip oldukları için yapısal ve işlevsel amaçlarla kullanılmaktadır. Köpüksü metallerin gösterdiği özellikler;
içerdikleri gözeneklerin şekline, dağılımına ve gözeneklerin birbirleriyle olan bağlantısına bağlı olarak değişmekte
ve çok farklı potansiyel kullanım alanları göstermektedir. Köpüksü malzemeler içerdikleri gözenek tiplerine göre;
açık, kapalı ve karışık gözenekli malzemeler olarak ayrılabilir. Gözenek tipi gözenek yapısını belirlediğinden aynı
zamanda köpüksü malzemenin pek çok özelliğini de ortaya koymaktadır. Gözeneğin yapısı; köpüksü malzemenin
ısı iletkenliğini, ses absorbsiyonunu, hava geçirgenliğini, mukavemetini, rijitliğini etkilemektedir. Kapalı gözenekli
malzemeler, açık gözenekli olanlara nispeten daha yüksek mukavemet, rijitlik ve darbe dayanımına sahiptir. Deformasyon
mekanizmasında gözenek duvarı esnemesi ve büzülmesi de önemli bir rol oynadığından bu tip gözenek
685

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
yapısına sahip malzemelerde gözenek duvarları yapıyı rijitleştirir. Bu bakımdan kapalı gözenekli malzemeler, sürekli
titreşime maruz kalan makine parçalarında esneklik vermek amacıyla kullanılmaktadır. Açık gözenek yapısı ise malzemenin
rijitliğini düşürmesine karşın yüksek ısı taşınımını mümkün kılan özelliğinden dolayı yüksek güç üreten
cihazlarda etkili bir soğutucu mekanizma olarak kullanım alanı bulmaktadır [1-2].
Boşluk yapıcı kullanılarak toz metalurjisi yöntemiyle gözenekli malzeme üretimi; gözenek özelliklerinin, malzeme
şeklinin ve mekanik özelliklerinin kontrolünde diğer yöntemlere göre sağladığı birçok üstünlükten dolayı son yıllarda
kullanılan bir yöntem olarak karşımıza çıkmaktadır [3-7]. Yapılan çalışmalarda boşluk yapıcı olarak; organik malzemeler,
karbonatlar, metalik tozlar, seramik parçacıklar, polimerik tozlar, içi boş küresel tozlar veya tuz kullanılmıştır. Boşluk
yapıcının ana yapıdan uzaklaştırılması; boşluk yapıcının uygun bir organik çözücüde veya suda çözündürülmesi ve
termal olarak ayrıştırma ile yapılabilir. Organik çözücü ile boşluk yapıcının giderilmesi çevreye zararlı atıklar oluşturabilir,
termal olarak gidermede boşluk yapıcının bozunması sonucu ortaya çıkan gazın numuneyi parçalama riski
vardır bu durum çok düşük sinterleme hızlarında giderilebilir ancak uzun süre gerektirir ve bozunma esnasında
açığa çıkan gazlar metalle reaksiyona girebilir. Boşluk yapıcının suda çözündürülerek giderilmesi çevreye zararı
olmayan oldukça basit ve ucuz bir yöntemdir.
Toz metalurjisi ile üretilecek bir parçanın dizaynında göz önüne alınması gereken en önemli unsur parçaya uygulanacak
süreçlerdir. Parçanın sıkıştırma kalıbı tasarımından daha sonra uygulanacak bütün süreçler ve bu süreçlerden
kaynaklanan boyutsal değişimler göz önünde bulundurularak kalıp dizaynı yapılmalıdır [8-10]. Bundan dolayı yüksek
oranda gözenek içeren demir esaslı malzemelerin boşluk yapıcı-toz metalurjisi yöntemiyle üretim sürecinde numunelerde
meydana gelen boyutsal değişimlerin belirlenmesi önem taşımaktadır. Literatürde boşluk yapıcı yöntemiyle
gözenekli malzeme üretiminde; boşluk yapıcı miktarı, şekli ve boyutunun hacimsel değişimler üzerine etkisinin
araştırıldığı bir çalışmaya rastlanmamıştır.
Bu çalışmada, toz metalurjisi yöntemiyle Astaloy Mo tozundan yüksek oranda gözenek içeren numuneler üretilerek
boşluk yapıcı olarak kullanılan karbamitin miktarı, şekli ve boyutuna göre; çözündürme sonrası numunelerde meydana
gelen hacimsel değişimler karbamit miktarına göre; sinterleme sonrası numunelerde meydana gelen hacimsel
değişimler sinterleme sonrası gözenek miktarına göre belirlenmiştir.
2. MALZEME VE YÖNTEM
Bu çalışmada; Höganäs firması tarafından atomizasyon yöntemi ile üretilmiş ortalama tane boyutu 109 µm olan
düzensiz şekilli ön alaşımlı Astaloy Mo demir tozu kullanılmıştır. Astaloy Mo tozu Fe-%1,5 Mo ve %0,8 Zn-Stearate
PM isimli organik bazlı yağlayıcı içermektedir. Ham mukavemeti arttırmak amacıyla bağlayıcı olarak kullanılan parafin
Merck firmasından temin edilmiş olup 46-48 ºC arasında erime sıcaklığına sahiptir. Boşluk yapıcı olarak, Merck
firması tarafından temin edilen teknik safiyette karbamit (üre) kullanılmıştır. Karbamitin yoğunluğu; 1,34 g/cm , erime
sıcaklığı 133 ºC ve 20 ºC sıcaklıktaki suda çözünürlüğü 108 g/mL’dir. Şekli küresel olan karbamitten eleme yapılarak
+1000-1400 µm boyut aralığına sahip küresel şekilli; agat havanda öğütülüp ardından eleme yapılarak da +500-710
µm, +710-1000 µm ve +1000-1400 µm boyut aralıklarına sahip düzensiz şekilli karbamit elde edilmiştir.
Şekil 1’de atomizasyon yöntemiyle üretilmiş ön alaşımlı Astaloy Mo tozunun Taramalı Elektron Mikroskobu (SEM)
görüntüsü, Şekil 2-(a), (b) ve (c)’de sırasıyla; +500-710 µm, +710-1000 µm ve +1000-1400 µm boyut aralıklarına
sahip düzensiz şekilli; (d)’de +1000-1400 µm boyut aralığına sahip küresel şekilli karbamitlerin stereo mikroskop
görüntüleri verilmiştir.
Şekil 1 : Deneysel çalışmada kullanılan Astaloy Mo tozunun SEM görüntüsü
686

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 2 : (a) +500-710 µm, (b) +710-1000 µm ve (c) +1000-1400 µm boyut aralıklarına sahip düzensiz şekilli;
(d) +1000-1400 µm boyut aralığına sahip küresel şekilli karbamitlerin morfolojisi
Ham numunelerin mukavemetinin arttırılması amacıyla bağlayıcı olarak ağ.%3 oranında hazırlanan parafin çözeltisi, ön
alaşımlı demir tozuna hac.%2 oranında katılarak oda sıcaklığında 30 dakika karıştırılmıştır. Karışıma; hac.%50 ile
%80 arasında değişen oranlarda farklı partikül boyut ve şekline sahip karbamit ilave edilip turbula tipi karıştırıcıda
1 saat süre ile karıştırma sonucu, karbamit parçacıkları demir tozları ile kaplanmışlardır. Optimum basınç karbamit
şeklinin korunması için mümkün olduğu kadar düşük, üretimin tamamlanabilmesi için yeterli olacak kadar büyük
olması amaçlanarak belirlenmiştir. Tüm numuneler için optimum presleme basıncı 200 MPa olarak belirlenmiştir.
Demir tozlarıyla kaplanmış karbamitin çelik bir kalıp içerisinde 200 MPa basınç uygulanarak tek yönlü preslenmesiyle
12 mm çapında ve yaklaşık 18 mm yüksekliğinde silindirik numuneler elde edilmiştir. Ham numunelerdeki karbamitin
büyük bölümü saf su banyosunda çözündürülerek giderilmiştir. Numunelerin içerdiği karbamit oranına göre
suda çözündürme süreleri 3-12 saat arasında değişmiştir. Numunelerden çözündürülen karbamit miktarları, Jenco
marka 6350 PH/COND/TEM model Kondüktometre cihazı kullanılarak tespit edilmiştir. Hacimce %70-80 oranında
karbamit içeren numunelerdeki karbamitin yaklaşık %91-98’i, hac.%50-60 oranında karbamit içeren numunelerdeki
karbamitin ise yaklaşık %73-85’i çözündürülerek uzaklaştırılmıştır. Numunelerin içerisinde kalan az miktardaki
karbamit ile bağlayıcı olarak kullanılan parafinin termal olarak giderilmesi ve sinterleme işlemi Lenton marka fırında
yapılmıştır. Seramik boru içerisine yerleştirilen numuneler; ortamdan N2 gazı geçirilerek önce 5 ºC/dak ısıtma hızıyla
400 °C’ye ısıtılmış ve bu sıcaklıkta 30 dakika tutulmuş daha sonra ortamdan yüksek safiyette H2 gazı geçirilerek 10
ºC/dakika ısıtma hızıyla 1200 °C’de 1 saat sinterlenmiştir.
Presleme öncesi; demir tozlarının, farklı partikül boyut ve şekilli karbamitin ve yüzeyi demir tozuyla kaplanmış farklı 3
partikül boyut ve şekilli karbamitin görünür yoğunluklarını belirlemek için 2 cm ‘lük Arnold metre kullanılmıştır. Ham numunelerin
çözündürmeden önce ve çözündürmeden sonra yoğunlukları kütle/hacim ilişkisinden belirlenmiştir. Numunelerdeki
karbamitin çözündürülerek uzaklaştırılması sonrası boyut ölçümleri, çözündürme öncesi boyut ölçümleriyle
değerlendirilerek; farklı miktar, partikül boyut ve şekline sahip karbamit içeren ham numunelerde meydana gelen
hacim değişimleri karbamit miktarına göre belirlenmiştir. Sinterlenmiş numunelerin yoğunlukları, açık ve kapalı
gözenek oranları Arşimed Yöntemi’ne göre belirlenmiştir. Açık ve kapalı gözenek oranlarını belirlemek için numuneler
150 °C’de kaynayan parafin içerisinde 1,5 saat bekletilerek parafinin gözeneklere emdirilmesi sağlandıktan sonra
numunelerin ağırlık ölçümleri gerçekleştirilmiştir. Farklı miktar, partikül boyut ve şekline sahip karbamit kullanılarak
üretilen numunelerin sinterleme sonrası boyut ölçümleri, sinterleme öncesi (çözündürmeden sonra) boyut ölçümleriyle
değerlendirilerek; numunelerde meydana gelen hacim değişimleri sinterleme sonrası numunelerin gözenek
miktarına göre belirlenmiştir. Ölçümler 5 numune üzerinde yapılarak ortalamaları alınmıştır.
3. SONUÇLAR VE DEĞERLENDİRME
Kalıp içerisindeki metal tozuyla kaplanmış boşluk yapıcının görünür yoğunluğu sıkıştırılabilirliğinde belirleyici rol
oynamaktadır. Demir tozuyla kaplanmış farklı boyut ve şekilli karbamitlerin görünür yoğunlukları; demir tozunun ve
karbamitin görünür yoğunlukları ve hacimsel oranları kullanılarak karışım kuralına göre hesaplanan görünür yoğunluklar
ve Arnold metre kullanılarak belirlenen görünür yoğunluklar sırasıyla; (ρh) ve (ρb) ile ifade edilerek Tablo 1’de
verilmiştir.
687

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Tablo 1 : Karışım kuralıyla hesaplanan ve Arnold metre ile belirlenen görünür yoğunluklar
Artan karbamit oranıyla görünür yoğunluklar beklendiği gibi azalmıştır. Arnold metre kullanarak belirlenen görünür
yoğunluk değerleri, karışım kuralına göre hesaplanan görünür yoğunluk değerlerinden küçük çıkmıştır. Karbamitin
bağlayıcı ile karıştırılmış demir tozlarıyla kaplaması için nemlendirilmesi, nihai karışım sonrası düşük karbamit
oranlarında artan demir tozu veya yüksek karbamit oranlarında tam kaplanmamış karbamitler buna neden olmuştur.
Demir tozuyla kaplanmış farklı boyut aralıklarına sahip düzensiz şekilli karbamitlerin görünür yoğunluğu artan karbamit
boyutuna bağlı olarak bir miktar artmıştır. Demir tozuyla kaplanmış küresel şekilli karbamitin görünür yoğunluğu,
aynı boyut aralığına sahip düzensiz şekilli karbamitin görünür yoğunluğundan bir miktar yüksek bulunmuştur.
Demir tozuyla kaplanmış daha büyük boyutlu ve küresel şekilli karbamitler akış esnasında daha az sürtünme direnci
gösterdiklerinden görünür yoğunlukları artmıştır. Artan görünür yoğunlukla birlikte demir tozuyla kaplanmış karbamitlerin
kalıp içerisine akış davranışları ve preslenebilirlikleri daha iyi olmaktadır.
Ham numunelerin çözündürmeden önce ve çözündürmeden sonraki yoğunlukları, karbamitin miktarı, boyut aralığı
ve şekline göre Tablo 2’de verilmiştir. Tabloda numunelerin çözündürmeden önceki ham yoğunlukları ρç.ö. ve
çözündürmeden sonraki ham yoğunlukları ρç.s. ile ifade edilmiştir. Çözündürme sonrası numunelerde bulunan
karbamitin giderilmesi sonucu numunelerin yoğunlukları azalmıştır.
Tablo 2 : Çözündürme öncesi ve sonrası numunelerin ham yoğunlukları
Şekil 3’de; farklı miktar, partikül boyut ve şekline sahip karbamit ilave edilerek üretilmiş ham numunelerde çözündürme
sonucu gerçekleşen hacim değişimleri karbamit miktarına göre verilmiştir.
688

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Çözündürme sonrası tüm numunelerde hacimsel büyüme meydana gelmiş ve artan karbamit miktarıyla hacim değişimi
azalmıştır. Metal tozuyla kaplanmış karbamitlerin görünür yoğunlukları artan karbamit miktarıyla azalmıştır.
Görünür yoğunluğun azalmasıyla preslemede sıkıştırma oranın artması, daha yüksek oranda karbamit ilavesiyle
üretilen numunelerin biraz daha mukavemetli olmasını sağladığından bu numuneler çözündürme sonucu daha az
hacimsel büyüme göstermişlerdir. Küresel şekilli karbamit kullanılarak üretilen numunelerin hacim değişimleri düzensiz
şekilli karbamit kullanılarak üretilen numunelere göre daha fazla bulunmuştur. +500-710 µm, +710-1000 µm
ve +1000-1400 µm boyut aralıklarına sahip düzensiz şekilli ve +1000- 1400 µm boyut aralığına sahip küresel şekilli
karbamitin hac.%80 oranında ilavesiyle üretilen numunelerde çözündürme sonrası hacimsel büyümeler sırasıyla;
%1,32, 1,45, 1,56 ve 1,89 olarak tespit edilmiştir. Demir tozuyla kaplanmış küresel şekilli karbamitin görünür yoğunluğu
yüksek olduğundan preslemede sıkıştırma oranının düşük olması nedeniyle ham numunelerde hacimsel değişim
daha fazla gerçekleşmiştir. Sonuçlar; demir esaslı ham numunelerden karbamitin çözündürülerek uzaklaştırılması
sonrası meydana gelen hacimsel değişimler üzerine en önemli etkiyi karbamit miktarı ve şeklinin yaptığını, boyutun
etkisinin ise daha az olduğunu göstermektedir. Karbamitin uzaklaştırılması ve 1200 °C’de 1 saat sinterleme sonrası
farklı oranlarda gözenek içeren numunelerin resimleri Şekil 4’de görülmektedir.
Sinterleme sonrası numunele3rin gözenek miktarı, boyutu ve şekline bağlı olarak yoğunlukları 2,25-4,09 g/cm ,
toplam gözenek oranları %.48,4-71,1 açık gözenek oranları %.23,8-68,4 ve kapalı gözenek oranları %2,6-27,1 arasında
değişmiştir. Azalan gözenek miktarıyla açık gözenek oranı azalırken kapalı gözenek oranı artmıştır. Küresel şekilli
karbamit kullanılarak üretilen numunelerde kapalı gözenek oranı; gözeneklerin birbirinden izole olmasından dolayı
daha yüksektir.
Şekil 5’de farklı miktar, partikül boyut ve şekline sahip karbamit kullanılarak üretilen ve 1200 °C’de 1 saat sinterlenmiş
numunelerde sinterleme sonrası gözenek oranına göre gerçekleşen hacim değişimleri verilmiştir.
689
Şekil 3 : Farklı miktar, partikül
şekli ve boyutuna sahip karbamit
içeren ham numunelerde
çözündürme sonucu karbamit
miktarına bağlı olarak meydana
gelen hacim değişimleri
Şekil 4 : (a) %47,5, (b) %56,0,
(c) %60,5 ve d) %70,8 gözenek
içeren numunelerin resimleri
Şekil 5 : Farklı miktar, partikül
şekli ve boyutuna sahip karbamit
kullanılarak üretilen ve 1200
o C’de 1 saat sinterlenmiş
numunelerde gözenek miktarına
bağlı olarak meydana gelen
hacim değişimleri

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Sinterleme öncesi daha az gözenek içeren numunelerin ham yoğunlukları diğerlerine göre fazla olduğundan bu
numuneler sinterleme sonucu daha az hacimsel çekme göstermişlerdir. Literatürde toz metalurjisi yöntemiyle malzeme
üretiminde; Astaloy Mo tozlarından üretilen ham kompaktların 1120 °C’de 30 dakika sinterlenmesiyle üretilen
6,7 g/cm 3 yoğunluğundaki kompaktlarda yaklaşık %0,2 oranında hacimsel çekme tespit edilmiştir [11]. Karbamit
ilave edilerek toz metalurjisi yöntemi ile yüksek oranda gözenekli malzeme üretiminde; uygulanan düşük presleme
basıncı ve üretilen ham numunelerden karbamitin uzaklaştırılması sonucu yoğunluklarının düşük olması sinterleme
sonrası daha fazla hacimsel çekmeye neden olmaktadır. Aynı boyut aralığına sahip küresel şekilli karbamit kullanılarak
üretilen numuneler düzensiz şekilli karbamit kullanılarak üretilen numunelere göre daha fazla hacimsel çekme
göstermişlerdir. +1000-1400 µm boyut aralığına sahip düzensiz ve küresel şekilli karbamitin hac.%80 oranında
ilavesiyle üretilen numunelerin sinterlenmesi sonucu hacimsel çekmeleri sırasıyla; %6,88 ve %7,24 olarak tespit
edilmiştir. Küresel şekilli karbamit kullanımında ham numunelerde metal-metal toz temasının artmasından dolayı sinterleme
sonrası daha fazla hacimsel çekme gerçekleşmektedir. Farklı boyutlarda düzensiz şekilli karbamit kullanılarak
üretilen numunelerde artan karbamit partikül boyutuyla hacimsel çekme artmıştır. +500-710 µm, +710-1000 µm ve
+1000-1400 µm boyut aralıklarına sahip düzensiz şekilli karbamitlerin hac.%80 oranında ilavesiyle üretilen numunelerin
sinterlenmesi sonucu hacimsel çekmeleri sırasıyla; %6,36, %6,57 ve %6,88 olarak tespit edilmiştir. Kullanılan
düzensiz şekilli karbamitin boyutu arttıkça ham numunelerde metal-metal temas noktaları artacağından sinterleme
sonrası daha fazla hacimsel çekme meydana gelecektir.
Çözündürme sonrası ham numunelerde karbamit miktarı, partikül boyutu ve şekline bağlı olarak %1,38-3,29 arasında
hacimsel büyüme; sinterleme sonrası numunelerde gözenek miktarı, şekli ve boyutuna bağlı olarak %4,31-7,25
arasında hacimsel çekme meydana gelmiştir. Yüksek oranda gözenek içeren Astaloy Mo numunelerin yoğunlukları
ve gözenek yapısının; başlangıçta kullanılan karbamit miktarı, şekli ve boyutu ile kontrol edilebileceği saptanmıştır.
TEŞEKKÜR
Bu çalışma T-1431 proje numarasıyla stanbul Üniversitesi Bilimsel Araştırma Projeleri Birimi tarafından desteklenmiştir.
KAYNAKLAR
1. BANHART, J., Manufacture, Characterisation and Application of Cellular Metals and Metal Foams, Progress in
Materials Science, 46, 559-632, 2001.
2. KREMER, K., LISZKIEWICZ, A., ADKINS, J., Development of Steel Foam Material and Structures, Technology
Roadmap Program 9913 Final Report, The United States Department of Energy and American Iron and
Steel Institute, 2004.
3. KOTAN, G., Production and Characterization of Porous Titanium and Ti-6Al-4V,
Master Thesis, Middle East Technical University, Department of Engineering Science, 2006.
4. CONDE, Y., DESPOIS, J.F., GOODALL, R., MARMOTTANT, A., SALVO, L., MARCHI, C.S., MORTENSEN, A.,
Replication Processing of Highly Porous Materials, Advanced Engineering Materials, 8 (9), 795-803, 2006.
5. BAKAN, H.I., A Novel Water Leaching and Sintering Process for Manufacturing Highly Porous Stainless Steel,
Scripta Materialia, 55, 203-206, 2006.
6. SURACE, R., FILIPPIS, C.D., LUDOVICO, A.D., BOGHETICH, G., Influence of Processing Parameters on Aluminium
Foam Produced by Space Holder Technique, Materials and Design, 30, 1878-1885, 2009.
7. TUNCER, N., ARSLAN, G., Designing Compressive Properties of Titanium Foams, Journal of Materials Science,
44, 1477-1484, 2009.
8. GERMAN, R.M., Powder Metallurgy Science, The Pennsylvania State University, MPIF, Princeton, New Jersey,
1-878954-42-3, 1994.
9. KANG, S.L., Sintering, Densification, Grain Growth and Microstructure, Elsevier Butterworth-Heinemann, Linacre
House, Jordan Hill, Oxford, 0-750663-855, 2005.
10. ORBAN, R.L., New Research Directions in Powder Metallurgy, Romania Report in Physics, 56(3), 505-516,
2004.
11. HÖGANÄS HANDBOOK-1, Material and Powder Properties, Sweden, 2004.
690

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
PÜSKÜRTMELİ ŞEKİLLENDİRME İŞLEMİNİN GÖZENEKLİLİĞE
ETKİLERİ
Shaker M. ASWAD ve Yusuf USTA*
Makina Mühendisliği Bölümü, Mühendislik Fakültesi, Gazi Üniversitesi, 06570, Maltepe-Ankara,
*uyusuf@gazi.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada, tasarımları ve imalatları yapılmış olan yakından eşlemeli nozullar ve gaz atomizasyon
ünitesinde, alüminyum tozu kullanarak püskürtme şekillendirme (PŞ) ile silindir üzerinde bir kaplama
tabakası oluşturulmuştur. Mekanik özellikleri doğrudan etkilemesi nedeniyle, şekillendirme parametrelerinin
gözenekliliğe etkileri araştırılmıştır. Çalışmanın gerçekleştirilmesi için kendi ekseni etrafında dönen
bir silindir atomizasyon doğrultusuna dik olarak konumlandırılmıştır. Deneyler sırasında atomize edilen
tozların henüz sıvı iken, söz konusu dönen silindire tutunması sağlanmıştır. Deney parametreleri olarak
püskürtme mesafesi, atomizasyon basıncı ve yakından eşlemeli nozulun uç kısmının çıkıntı mesafesi
seçilmiştir. Her bir parametre için üç ayrı değer (püskürtme mesafesi: 135, 165, 200 mm; atomizasyon
basıncı: 5, 10, 15 bar ve çıkıntı mesafesi: 4, 6, 8 mm) çeşitli denemeler sonucunda belirlenmiş ve her
bir şart üç kez tekrarlanarak kaplamalar gerçekleştirilmiştir. Yapılan deneylerin sonunda elde edilen
kaplamaların kenar ve orta kısımlarından numuneler alınarak gözeneklilik, taneler arası bağlantı, tane
büyüklüğü ve tane şekli optik mikroskop altında incelenmiştir.
Anahtar Kelimeler: Püskürtme şekillendirme, yüzey kaplama, gaz atomizasyonu, alüminyum boru
EFFECT OF PARAMETERS OF SPRAY FORMING ON POROSITY
ABSTRACT
In this study, a coating layer has been formed on a cylinder with spray forming technique by using aluminum
powders which has atomized by close coupled nozzles which have been designed and produced
before. Since porosity has a major effect on the mechanical properties of spray formed parts, effect of
the parameters on the porosity have been investigated in order to have higher mechanical properties.
İn the experimental step, a spinning cylindrical tube has been located straight forward to the atomization
direction. During the experiments, the atomized aluminum powder has been sprayed with the help
of nozzles when they were yet in the liquid form. The cylindrical tube rotates at different speed and the
coating has been applied from 3 different distances as being 135, 165 and 200 mm. Therefore, a coating
layer has been deposited on the surface of cylinder. İn the study, the protrusion of 4, 6 and 8 mm at nozzle
tip and 5, 10 and 15 bar pressure have been used besides of the spray distance. Each experimental
condition has been repeated 3 times. Samples have been taken from the center and side of the each
coated parts in order to examine their porosity, bonding with powders and substrate, powder sizes and
powder shapes under an optical microscope.
Keywords: Spray forming, surface coating, gas atomization, aluminum pipe
691

1. GİRİŞ
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Toz metalurjisi endüstriyel olarak kullanılan imal usullerinden olmakla birlikte en farklı imalat yoludur.
Toz metalurjisi, metalürjinin, metalik toz veya bu tozların şekillendirilip sinterlenmesiyle yapılan ürünlerin
imalatı ile ilgili bir bölümüdür [1].
Toz metalurjisinin (T/M) amacı metal ve metal alaşımlarının tozlarını ergitmeden, basınç ve sıcaklık
yardımıyla dayanıklı malzemeler haline sokmaktır. Diğer metal işleme yöntemlerine göre daha farklı bir
uygulama olan T/M’nin üstünlükleri; parçaların yüksek kalitede, karmaşık yapıda, küçük toleranslarla ve
daha ucuz olarak üretilebilmesidir [2].
T/M küçük, karmaşık ve boyutsal hassasiyeti yüksek parçaların seri imalatına son derece uygundur.
Belirli derecede gözenek (porozite) ve geçirgenlik elde edilir. T/M ile üretilen parçaların büyük bir kısmında
elde edilen boyutsal hassasiyet ve yüzey kalitesi talaşlı işlem gibi ekstra operasyonlara olan gereksinimleri
ortadan kaldırması ve malzeme kaybının çok az olması T/M yönteminin ekonomik bir üretim
yöntemi olduğunun göstergesidir [3].
Tane boyutu ve gözenek miktarı gibi özellikler malzemelerin mekanik özelliklerini önemli ölçüde etkiler.
Mekanik özelliklerin yüksek olmasının istendiği durumlarda, tane yapısının küçük olması ve gözeneklerin
en az seviyede olması gerekmektedir [4].
Metal püskürtmede esas prensip, özel olarak hazırlanmış metalik yüzeylere, ergitilmiş sıvı metalin basınçlı
gazların kinetik hızı (itmesi) ile püskürtülmesidir. Bunların günümüz teknolojisinde kullanılan değişik
usulleri olduğu gibi daha yeni usuller de denenmekte ve kullanılmaktadır [5].
PŞ işlemi, parça üretmek için, atomizasyon ve birleştirme/pekiştirme olaylarının sırayla gerçekleşmesi
prensibine dayanır. İşlemin ana çekiciliklerinden biri yüksek malzeme biriktirme oranıdır (0,2-2 kg/s)
[6].
Ergimiş metali hava, azot, argon veya helyum gazları kullanarak parçalamak suretiyle toz elde etme
işlemine gaz atomizasyonu denir. Sıvı metal akışkanı nozuldan çıkan yüksek hızlı gazın genleşmesi
suretiyle parçalanarak küçük tanelere ayrılır. Gaz atomizasyonu; küresel yapılı yüksek yoğunlukta, iyi
akıcılıkta ve yüksek kalitede olan tozların üretilmesinde yaygın bir işlemdir. Aynı zamanda gaz atomizasyonu
ile yüksek saflıkta az oksijen içeren metal tozu üretimi mümkündür. Böyle tozların, püskürtme
kaplama, püskürtme bağlama, kimya endüstrisi, tıp teknolojisi gibi geniş bir kulanım alanı vardır. Gaz
atomizasyonu, süper alaşımlar ile yüksek alaşımlı metallerde de çok başarılı sonuçlar vermektedir.
Bu yöntemde gaz cinsi, gaz basıncı, gaz ve sıvı metal akış debileri ile nozul geometrisi gibi üretim parametreleri
tozların fiziksel ve kimyasal özelliklerini etkilemektedir [7]. Yaygın bir toz üretim tekniği, metal
tozlarının yaklaşık olarak %80’i bu yöntemle üretilmektedir [8].
Püskürtme şekillendirme yönteminin iki önemli avantajı vardır. Bunlardan birincisi eriyikten direk olarak
tek bir operasyonla net şekillendirilmiş ürün elde etme imkanıdır. PŞ yönteminin ikinci avantajı metalurjik
ve mekanik özelliklerde önemli ölçüde iyileşmenin sağlanmasıdır [9].Biriktirilen damlacıkların yapısı malzemedeki
en belirgin özelliktir. Çünkü son ürünün mekanik özellikleri tamamen bu yapıya bağlıdır[10].
Bu parçalar diske ulaşmadan katılaşmış ve toz haline gelmişlerdir. Püskürtülen sıvı yoğunluğu az ise bu
tabakalar arasında kalıntı gözenekler oluşur. Genellikle gözenek miktarı %3 ile %15 arasında değişir.
Bununla beraber vurgulanması gereken diğer bir nokta ise, bu şekilde üretilen parçaların mukavemetinin
sinterlenmemiş T/M ürünlerine göre çok daha yüksek olmasıdır. Parçanın yapısı disk düzleminde genellikle
izotropik, normal yönde ise anizotropiktir. Sınırlı miktarda yapılan sıcak şekillendirme veya soğuk
şekillendirme işleminden sonra bu gibi yapılar genellikle izotropisini korurlar. Bu durum ise, genellikle
faydalıdır (derin çekme sırasında kulakçık verme, başak verme olayını azaltır) [11].
Bu çalışmada, tasarımları ve imalatları daha önceden yapılmış olan yakından eşlemeli nozullar kullanılarak
gaz atomizasyon ünitesinde, alüminyum tozu kullanılarak silindir üzerinde homojen bir kaplama
tabakası oluşturulmuştur ve gözenekliliğin mekanik özellikleri doğrudan etkilemesi nedeniyle parametrelerin
buna etkileri araştırılmıştır.
692

2. DENEYSEL YÖNTEM
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2.1. Atomizasyon Çalışmaları
Gaz atomizasyonu çalışmalarında, tasarımı ve imalatı yapılmış olan yakından eşlemeli laval tipi nozul
kullanılmıştır. Çıkıntı aparatı olarak farklı uzunluklara sahip üç adet parça, tozu üretilecek metal olarak
alüminyum, atomizasyon gazı olarak ise hava kullanılmıştır.
Alüminyum ergime sıcaklığı 660°C’dir. Yapılan atomizasyon çalışmalarında ergimiş alüminyum 725
°C’ye kadar ısıtılmıştır. Ergimiş alüminyum, çelik potanın altından atomizasyon gazıyla buluşma noktasına
doğru seramik tüpün içinden akarken sıvı metalin sıcaklığının değişmemesi için akış memesi
içerisindeki seramik tüpün etrafına, iki ucu voltaj değiştiriciye bağlı olan direnç teli sarılmıştır. Metal ergitmeye
başlandığı andan itibaren voltaj değiştirici 25 V’a yükseltilmiştir ve atomizasyon işlemi boyunca
bu değerde sabit tutulmuştur.
6x4x145 mm boyundaki seramik tüpün etrafına 0,7 mm çapında 1200 W’lık direnç teli sarılmış, seramik
tüp akış memesinin içine yerleştirilmiştir. Seramik tüpün diğer ucuna çıkıntı aparatı yerleştirilmiş ve
akış memesi ile çıkıntı aparatı birbirine bağlanmıştır. Seramik tüpün iki ucundaki direnç telleri 700°C’ye
kadar dayanıklı yanmaz kablo ile kaplanarak akış memesi üzerindeki delikten dışarı çıkarılmış ve telin
iki ucu voltaj değiştiriciye bağlanmıştır. Ergitilecek olan alüminyum pota içerisine atılmıştır. Yapılan çalışmalarda
yaklaşık olarak her deney için 250 g alüminyum kullanılmıştır. Alüminyum sıcaklığı 725ºC’ye
ulaştığında açma-kapama mekanizması üzerindeki çubuğun kaldırılarak, sıvı metalin atomizasyon işlemi
gerçekleştirilmiştir.
Çalışma esnasında PŞ’yi etkileyen parametrelerden nozul ucundaki çıkıntı mesafesi, gaz basıncı ve
püskürtme mesafesinin (pozisyon) etkilerini görmek amacıyla bazı ön testeler uygulanarak parametrelerin
başlangıç değerleri belirlenmiş ve sonuçların etkilerini üç boyutlu grafiklerde yüzey cevapları şeklinde
görebilmek için bir deney programı yapılmıştır. Bunun için MINITAB TM yazılımından yararlanılmıştır.
Her bir parametre için üç değişik değer ve her bir şartta üç tekrar esas alınarak Box-Behnken tipi deney
programı oluşturulmuş, böylece normalde 81 adet olması gereken deney sayısı bazı uç değerlerin tekrarlarının
azaltılması suretiyle 42 olarak bulunmuştur. Bu deney programı esas alınarak kaplamalar
yapılmıştır.
2.2. Püskürtme Şekillendirme Deneyleri
Atomizasyon işlemiyle elde edilen damlacıkların üst üste yığılarak biriktirebilmesi için, gaz atomizasyon
ünitesinde, nozul altına denk gelecek ve nozul ile mesafesi ayarlanabilecek bir mil tasarımı ve imalatı
yapılmıştır (Şekil 1). Bu milin belli bir hızla dönmesini sağlayabilmek için 0,37 kW ve 200 dev/dk nominal
hıza sahip tahrik motoru (redüktör) ve AC motor sürücüsü kullanılmıştır (Şekil 2). 50x40x250 mm boyutlarında
alüminyum boru milin üzerine yerleştirilmiştir (Şekil 3).
Şekil 1. Deney düzeneğinin şematik görüntüsü
693

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 2. Deney düzeneği
Şekil 3. Nozul altına yerleştirilen mil ve boru montajı
Bundan sonraki aşamada alüminyum boru yüzeyine nozullar vasıtasıyla deney programına uygun sırayla
püskürtme işlemi uygulanıp alüminyum borunun yüzeyi kaplanmıştır (Şekil 4).
(a) 5 bar, 4 mm çıkıntı uzunluğu ve (b) 10 bar, 6 mm çıkıntı uzunluğu ve
135 mm püskürtme mesafesi 165 mm püskürtme mesafesi
(c) 15 bar, 6 mm çıkıntı uzunluğu ve 200 mm püskürtme mesafesi
Şekil 4. Kaplanmış numunelerden örnek resimler
694

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3. DENEYSEL BULGULAR VE TARTIŞMA
3.1. Testler İçin Ön hazırlıklar
Yapılan deneyler sonucu elde edilen kaplamaların, nozulun tam altına gelen orta kısımlarından ve kenar
kısımlardan birer numune alarak bakalite gömme işlemi yapılmış ve parlatma işlemi yapılmıştır. Elde
edilen parlatılmış numunelerin OLYMPUS GX71 optik mikroskopta yüzey morfolojileri incelenmiş ve her
yüzeye farklı yerlerden 5 adet fotoğraf çekilmiştir. Bu fotoğraflar Image-J programında (Şekil 5) analiz
edilerek % cinsinden gözeneklilik miktarları hesaplanmıştır. Bu işlem için önce fotoğraflar ikili (binary)
koda dönüştürülmüş ardından da siyah kısımların beyaz kısımları oranı bulunmuştur. Elde edilen sayısal
değerler Minitab yazılımında kullanılarak 3 boyutlu yüzey cevapları elde edilmiş ve bu grafikler
üzerine yorumlar yapılmıştır. Numunelere ait mikroskoptan alınan örnek yüzey görüntüleri Şekil 6’da
görülmektedir.
Şekil 5. Image-J yazılımında ikili koda dönüşüm ve bulunan % gözeneklilik
(a) 5 bar, 8mm çıkıntı uzunluğu, (b) 10 bar, 6mm çıkıntı uzunluğu,
kenar kısım, 135 mm püskürtme mesafesi orta kısım, 165 mm püskürtme mesafesi
15 bar, 6mm çıkıntı uzunluğu, orta kısım, 200 mm püskürtme mesafesi
Şekil 6. Kaplama ile elde edilmiş numunelerin örnek mikroskop görüntüleri (x400)
695

3.2. Gözeneklilik Testi
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Kaplamaların orta kısımlarından alınan örnekler incelendiğinde, 135 mm mesafeden yapılan püskürtme
deneylerinde beklendiği gibi gözenek miktarının orta bölgede (%8) kenar kısımlardan daha az olduğu
gözlenmiştir (%11) (Şekil 7). Püskürme mesafesinin artmasıyla birlikte katılaşmanın daha fazla olacağı
böylece tanelerin kaplanan yüzeye yığılması sırasında şekil değiştirme kabiliyetinin azalması nedeniyle
daha fazla gözeneklilik beklenmekte olup Şekil 7 incelediğinde artan püskürtme mesafesiyle birlikte
gözenekliliğin de artış gösterdiği görülmektedir. Diğer taraftan şekil incelendiğinde, tane boyutunu etkilemesi
düşünülen nozul ucundaki çıkıntı mesafesinin değiştirilmesinin gözeneklilik üzerinde dikkate değer
bir etkisinin olmadığı görülmektedir. Şekil 7’den çıkartılan bir diğer sonuç ise bütün şartlar için geçerli
olmak üzere gözenekliliğin kenar bölgelerde biraz daha yüksek olduğudur.
Şekil 7. Kaplamalardaki gözenekliliğe püskürtme mesafesi ve çıkıntının etkileri
Yapılan deneylerde atomizasyon basıncının etkileri incelendiğinde, gerek kenar ve gerekse orta kısımlarından
artan basıncın gözenekliliği etkili bir şekilde ve neredeyse lineer olarak azalttığı görülmektedir
(Şekil 8). Bu durum artan basınçla birlikte toz boyutunun küçülmesi ve silindir üzerine giderken daha
yüksek hıza sahip olmaları, böylece tozların daha yüksek hızlarda çarpışmaları şeklinde açıklanabilir.
Yine beklendiği gibi, basıncın artmasının orta ve kenar bölgedeki gözenekliliklerde etkisinin olmadığı,
yani kenar bölgelerde atomizasyon basıncı artırılmış olsa bile orta kısımlara göre daima daha yüksek
gözenekliliğin oluştuğu gözlemlenmiştir.
Şekil 8. Atomizasyon basıncı ve çıkıntı uzunluğunun gözenekliliğe etkileri
3.3. Taneler Arası Bağlantı, Tane Büyüklüğü ve Tane Şekli Testleri
Tane şeklinin, boyutunun ve mikro yapısının incelenmesi için numunelere dağlama yapılmıştır. Dağlama
işlemi KELLER çözeltisi kullanarak yapılmıştır (2.5ml HNO 3 +1.5ml HCL+1ml HF +95ml saf su).
Dağlama işlemi yapılmadan önce tane şekli ve büyüklüğü görünmemektedir (Şekil 9).
696

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 9. Dağlama işlemi yapılmadan önceki optik mikroskobu altında yüzey görüntüsü (x400).
Dağlama işlemi hem külçe alüminyuma ve kaplama numunelerine uygulanmıştır. Yapılan dağlama işlemi
sonrasında elde edilen görüntüler Şekil 10’da külçe alüminyum ve Şekil 11’de ise püskürtme sonrası
elde edilen kaplamaya ait olacak şekilde verilmiştir. Görüleceği üzere, atomizasyon işlemi PŞ ile elde
edilen parçanın mikroyapısını önemli ölçüde küçültmüş, yassı ve iri mikroyapıyı ortadan kaldırıp, gittikçe
küreselleşen ve en önemlisi küçük ve homojen bir mikroyapısını ortaya çıkarmıştır. Atomizasyon
basıncının 5 bar olduğu numune incelendiğinde, tane boyutunun oldukça büyük ve karmaşık geometrili
(kimi tanelerin çubuğumsu kimisinin yamuk geometrili) olduğu görülmektedir. Basınç arttırılıp 10 bar’a
yükseltildiğinde tanelerin küçüldüğü aynı zamanda da küreselleştiği gözlemlenmiştir. Basınç 15 bar’a
yükseltildiğinde ise tane boyutunun beklendiği gibi daha da küçüldüğü ve neredeyse tamamının küresel
geometriye büründüğü görülmektedir.
Resim 10. Dağlama işlemi yapılan alüminyum kütük numunesinin tane şekli ve büyüklüğü (x400)
Şekil 11. Orta kısım alınmış bir numunede tane şekli ve büyüklüğü (x400)
697

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Her ne kadar tanelerin yarı katı bir şekilde çarpıştığı ve taneler arasındaki sınırların çok net olarak
görülmesi beklenmese de, elde edilen dağlanmış numunelerin mikroskop görüntülerinden tozların tane
boyutları ölçülmeye çalışılmıştır. Tane boyutunu ölçmek için mikroskopta daha önce numune fotoğrafları
için kullanılan aynı piksel ayarlarında gerçek kalınlığı 0,100 mikron olan sac malzemenin fotoğrafı
çekilmiş, buna göre tane boyutlarının gerçek ölçüsünü bulmak için karşılaştırma yapılmıştır. En az 7
adet örneğin tane boyutu ortalaması alınmıştır. Bunun sonucunda, 5 bar’da yapılan kaplamaların tane
boyutlarının ortalaması = 22,3 µm iken bu büyüklük 10 bar için 10,5 µm ve 15 bar için de 4,8 µm olarak
ölçülmüştür (Şekil 12).
4. SONUÇLAR
Resim 12. Image-J programı ile tane boyutu ölçme
Bu çalışmada, önceden yapılmış yakından eşlemeli laval tipi nozul kullanılarak, gaz atomizasyonu yöntemiyle
hava atomize alüminyum tozu üretilmesi ile birlikte çeşitli mesafelerde dönen bir silindirin yüzeyinde
püskürtme şekillendirme ile alüminyum kaplaması yapılmıştır. Çalışmadan elde edilen sonuçlar
aşağıda verilmiştir:
1. Kaplamaların orta kısımlarındaki gözenekliliklerin, kenar kısımlardan daha az olduğu gözlenmiştir.
2. Püskürtme mesafesi arttıkça gözenek miktarı arttığı tespit edilmiştir. En az gözenek miktarı 135mm
püskürtme mesafesinde elde edilmiştir. Dolayısıyla, yüksek yoğunluk için püskürtme mesafesinin
mümkün olduğunca kısa tutulması gerekmektedir.
3. Artan atomizasyon basıncıyla gözenek miktarının da düzenli olarak azaldığı görülmüştür.
4. Mikroyapılar incelendiği zaman, beklendiği gibi normal bir döküme göre oldukça ince ve homojen bir
yapı elde edilmiştir. Daha önceki çalışmalardan anlaşılacağı gibi, ince taneli mikroyapının mekanik
özellikleri arttıracağı beklenmektedir. Bu çalışma sonucunda elde edilen avantajlardan biri, püskürtme
şekillendirme yöntemi ile tozların yığılması yapıldığından, çok ince bir tane yapısı, dolayısıyla
mekanik özelliklerde belirgin artış olarak özetlenebilir.
698

TEŞEKKÜR
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışma Gazi Üniversitesi Bilimsel Araştırma Projeleri tarafından 06/2010-58 kodlu proje olarak desteklenmiştir.
Teşekkürü bir borç biliriz.
KAYNAKLAR
1. Bozkurt, Ç., Ünal, R., “Gaz atomizasyon yöntemi ile metal tozu üretiminde gaz akış modelleri”, I.
Ulusal Metalurji Ve Malzeme Günleri Bildiri Kitabı, Osmangazi Üniversitesi, Eskişehir, 099, 2004.
2. German, R., M., “Powder Metallurgy Science 2nd edition”, Metal Powder Industries Federation,
USA, 16-20, 76-90, 1984.
3. İnternet: http://mf.dumlupinar.edu.tr/~runal/toz/powdermet.html
4. Yıldız, E., S., “Gaz atomizasyonu ile metal tozu üretiminde, nozul geometrisinin toz boyutuna etkisinin
araştırılması”, Yüksek Lisans Tezi, Dumlupınar Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, Kütahya,
2007.
5. İnternet: http://mf.dpu.edu.tr/~runal/toz/sprayforming.pdf
6.
Bozdağ, V., “Yakından eşlemeli laval nozul kullanılarak yapılan püskürtme şekillendirmenin mekanik
özelliklere etkisinin araştırılması”, Yüksek Lisans Tezi, Gazi Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü,
Ankara, 2008.
7. Uslan, İ., Küçükarslan, S., “Kalay tozu üretimine gaz atomizasyonu parametrelerinin etkisinin incelenmesi”,
Gazi Üniversitesi Mühendislik Mimarlık Fakültesi Dergisi, 25(1): 1-8 2010.
8. Uslan, İ., “Toz Metalurji Üretim Teknikleri”, Gazi Üniversitesi, Müh. Fak. Yüksek Lisans Ders
Notları, 2009.
9. Odabaşı, A., Altmışoğlu, S., A., Eruslu, N., “Toz metalurjisine alternatif: Osprey prosesi”, I. Ulusal
Metalurji ve Malzeme Günleri Bildiri Kitabı, Osmangazi Üniversitesi, Eskişehir, 099, 2004.
10. Cai., W., D., Smugeresky, J., Lavernia, E., J., “Low-Pressure Spray Forming of 2024 Aluminum
Alloy”, Material Science and Engineering A, 241 (1-2): 60-71 1998.
11. Ekici, A., “Ekstrüzyonla tam yoğunlaştırılmış püskürtme şekillendirme alüminyumun mekanik özelliklerinin
deneysel olarak araştırılması”, Yüksek Lisans Tezi, Gazi Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü,
Ankara, 2005.
699

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MECHANICAL
ALLOYING
www.turkishpm.org
700

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
THE EFFECT OF GRADUAL PROCESS CONTROL AGENT TECHNIqUE
ON THE MORPHOLOGY OF AL POWDERS FABRICATED BY HIGH
ENERGY BALL MILLING
Aykut Canakci 1 , Temel Varol 1
1 Department of Metallurgical and Materials Engineering, Karadeniz Technical University, Trabzon, Turkey
aykut@ktu.edu.tr, tvarol@ktu.edu.tr
ABSTRACT
In this work, a new method was developed in relation to process control agent. This new method was called as
gradual PCA technique. The morphology and the microstructure of the milled powder were evaluated using SEM
and XRD techniques, respectively. Also the relationship among the stages of milling was examined. For determining
relationship between particle hardness and amount of PCA was measured the microhardness of the particle. In addition,
the particle size change with milling time and the amount of PCA was investigated. It was observed that the
effectiveness of milling increase by the gradual PCA technique. In other words, this method increases the efficiency
of milling balls at the beginning of the process. Hence, it is observed that the amount of PCA up to 2h of milling time
has a significant effect on particle microhardness and particle size. As a result, a new technique which increases
the efficiency of milling process were carried out using a planetary ball mill.
Keywords: Process control agent (PCA), Gradual PCA technique, Mechanical alloying (MA), High energy milling
1. INTRODUCTION
Mechanical alloying or high energy milling (HEM) is a solid-state powder processing involving repeated welding,
fracturing, and rewelding of powder particles in a high-energy ball mill and this process has the advantages of
the synthesis of nanostructure materials with high purity at large quantities at room temperature [1-4]. Besides
mechanical alloying or high-energy ball milling can produce a fine and homogeneous distribution of the hardening
particles [5-10]. The high energy involved in the MA process fragments and cold rewelds powder particles that form
the initial mix. The microstructure of final powders is usually finer than of powders obtained by atomization and has
grain size levels similar to those obtained using rapid solidification techniques [11].
Process variables in MA technique or HEM process such as milling time, milling speed, ball-to-powder weight ratio
and process control agent have effects on the final structure and morphology of the powders [12].
In high energy milling process, process control agents (PCA S ) play a significant role in controlling the particle size
and degree of cold welding during ball milling. A process agent is a surface additive used in the milling process in
order to control the balance between the fracturing and cold welding of particles. The application of PCA to MA’ed
powder enables to reduce cold welding and promote fracturing [13-16]. PCAs adsorb on the surface of the powder
particles and minimize cold welding among powder particles, thereby inhibiting agglomeration. A wide range of
PCA’s has been used in practice at a level of about 1-5wt% of the total powder charge. The most important PCAs
include stearic asit, hexane, methanol and ethanol [17].
PCA must be used in milling process for most material systems because of the balance between cold welding and
fracturing doesn’t occur naturally. Many researches [18-20] have used PCA to prevent excessive cold welding of
particles during milling but so far, any researchers has not used gradual PCA technique. All of PCA is usually emptied
to vial at the beginning of the process. However There are important differences between the two processes
in of results.
701

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The present work aims to investigate of the gradual PCA technique on the characteristics of mechanical alloyed
powders.
2. EXPERIMENTAL PROCEDURE
Gas atomized Al powders with average particle size of 377µm (Gündoğdu Exotherm Company, Turkey) were used
as raw materials. Fig 1 shows the morphology of the as received Al powders. The chemical composition of the
as-atomized Al alloy (in wt. %) is 1.230Fe, 1.000Si, 1.000Pb, 0.710Cu, 0.530Zn, 0.116Mn, 0.071Ti, 0.050Mg and
Al (balance).
Fig. 1. Morphology of the as received Al powder.
The initial powders have ligamental shape and which were milled by a high-energy ball milling up to 7h. The milling
process was carried out in a planetary ball-mill (Fritshc Gmbh, model ‘Pulverisette 7 premium line’) at room temperature
using tungsten carbide bowl and high argon atmosphere. Tungsten carbide ball with a diameter of 10mm
were used to milling process. The ball-to-powder weight ratio (BPR) and rotational speed were 10:1 and 400rpm,
respectively. Methanol (Merck) was used as PCA. In order to investigate the effect of gradual PCA technique were
used wt.% beginning of PCA 0, 0.25, 0.5, 0.75, 1 and 2, respectively. This process is given in Table 1. In order to
avoid the formation of some intermetallic fractions and the heating by milling, process was stopped every 30 minutes
than resumed when the temperature of the bowl decreased to the room temperature.
Table 1. Gradual PCA application process.
702
Milling Time (h)
Process Code 0 1 2 3 4 5 6 7
Total of PCA
(wt.%)
1 P1 0 0 0 0 0 0 0 0 0
2 P2 0.25 0.25 0.25 0.25 0.25 0.25 0.25 0.25 2
3 P3 0.5 0.214 0.214 0.214 0.214 0.214 0.214 0.214 2
4 P4 0.75 0.179 0.179 0.179 0.179 0.179 0.179 0.179 2
5 P5 1 0.143 0.143 0.143 0.143 0.143 0.143 0.143 2
6 P6 2 0 0 0 0 0 0 0 2
The size distribution of as-received and milled powders was quantified by a laser particle size analyzer (Malvern,
model ‘Mastersizer Hydro 2000’). The phase analysis of milled products was evaluated by X-ray diffraction (XRD)
(Rigaku Corporation, Japan) using CuK α radiation (1,54059 A o ) operating at 30mA and 40 kV. The XRD patterns
were recorded in the 2θ range of 20-100 o (step size 0.02 o and time per step 1s). Crystallite size in the milled powders
were calculated from the XRD line broadening using the Scherrer equation. For this purpose, some Al powders
were annealed to minimize the strain field in lattice of the powder particles. After annealing, x-ray diffraction patterns
of annealed powders and the full width at half maximum intensity of the peak were measured to eliminate instrumental
broadening effect. After that the full width at half maximum intensity of the peak was recorded from x-ray
diffraction patterns of milled powders. Scherrer equation can be written as follow:

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
where, B is the modified peak full width, θ is the Bragg angle, λ is the wavelength of the x-radiation used, d is the
crystallite size, Bm is the peak full width at half the maximum intensity of x-ray diffraction patterns of milled powders,
and Ba is the peak full width at half the maximum intensity of x-ray diffraction patterns of annealed powders.
The morphology of powders particles was investigated by scanning electron microscopy using Zeiss LS10. Morever
the microhardness of Al powders have been measured using a vickers microhardness tester (Struers microhardness
tester) at an load of 98.7mN for 10s.
3. RESULTS AND DISCUSSION
3.1. Effect of gradual PCA technique on milling process
Milling process is given in Table 2. Process is summarized in the Table 2 for better understanding of the stages of
milling. Table 2 shows the effect of the gradual PCA process on the mechanical alloyed Al powders.
Table 2. The shapes of milling during the mechanical alloying.
Milling Time (h)
Process 0.5 1 2 5 7
P 1
P 2
P 3
P 4
P 5
P 6
Fracture and cold
welding
Fracture and cold
welding
Little fracture
A little fracture
No fracture
No fracture
Cold welding Cold welding Cold welding Cold welding
Fracture and
flattened shape
A little fracture and
a little flattened
shape
A little fracture and
a little flattened
shape
Little fracture and
little flattened
shape
Little fracture and
little flattened
shape
703
Fracture Fracture
Fracture and
flattened shape
Fracture and
flattened shape
Little fracture and
little flattened
shape
Little fracture and
little flattened
shape
Fracture
Fracture
Fracture
Fracture
Fracture
continues
Fracture
continues
Fracture
continues
Fracture
continues
Fracture
continues
Fig. 2 shows the used milling medium component (bowl and balls) and Al powders before and after milling. Fracture
and cold welding occured between particles up to 0.5h of milling.
Cold welding process is effective up to from 0.5 h to 7h and particle size is increasing continuously. The average
particle size is 1600 µm at the end of 7h. It can be observed that cold welding lead to be little cold welded to bowl
surfaces after milling time of 7h (Fig. 2b). One of the remarkable events of this process, sticking of Al powders on
the surface of the bowl is very little.
However, Fig. 2c gives another example of Al powders being serious cold welded to a milling ball. As it can be seen
in Fig 2b and 2c, the sticking of Al powders on the surface of bowl and balls increases with increasing milling time
so impact energy of balls decreases. As a result, the milling of ductile metal powders is not possible without PCA.
This result is a negative result for milling process but this process may be considered as a new surface coating
method [21,22].
(1)
(2)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
(a) (b)
(c)
Fig. 2. Used milling medium components (bowl and balls) and Al powders before and after milling for P1 . (a)
Bowl and balls before milling, (b) Bowl after milling (7h), (c) Al powders and ball surfaces after milling (7h).
Compared to applications by looking at process images of the P1 and P2, the addition a small amount of PCA can
easily see the effect on milling process. With the addition of 0.25 wt. %PCA, powders were fractured and flatten
shape after 0.5h of milling. This result is an evidence showing that a high level of efficiency of the P2 process. As
shown in the process images (Fig. 3a), At the end of milling, balls and bowl surfaces for P2, P3, P4, P5, and P6
processes have light freckles (Fig. 3).
Bowl after milling Al powders and ball surfaces after milling
(a)
(b)
704

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 3. Used milling medium components (bowl and balls) and Al powders after milling for gradual PCA processes:
(a) P2, (b) P3, (c) P4, (d) P5, and (e) P6.
3.2. Effect of gradual PCA technique on the powder morphology
(c)
(d)
(e)
The particle morphology of milled powders for gradual PCA processes are showed in Fig. 4. It can be observed
that different powder morphologies were obtained for different amounts of PCA and different milling times. Initial Al
powders particles have ligamental shape. When particle morphologies was examined at the end of 0.5h of milling it
was observed; ligamental morphology was completely disappeared and an abnormal growth of particle size due to
the cold welding in the P1 process. Moreover, powders morphology have spherical and flatten shape and particle
size is constantly growing for all milling times. Eventually, the cold welding process becomes almost dominant on
the powder which was milled without PCA. Ligamental powders were fractured and which change into flatten shape
in P2 process during 0.5h of milling process (Fig. 4a).
After that 0.5h, fracture process is active process. There is no significant change in particle morphology up to 2h
of milling, but the particle size slightly decreased. After this stage up to 7h, the tendency to fracture dominates
over cold welding. Particle morphology exhibited a morphology which has similar spherical morphology after 2 h of
milling. The amount of PCA is above the critical value for the P3 process so fracture process efficiency is little up
to 0.5h (Fig. 4b). After this stage up to 7h, the tendency to fracture dominates over cold welding and particle size
decreases with increasing milling time.
A similar behaviour was observed with previous studies [23-26] in all the cases. Moreover, the amount of reduction
in particle size decreases with increasing the amount of PCA. Flatten particle morphology can not be reached at the
end of 1h milling in P4 process (Fig. 4c). As can be seen from SEM images (Fig. 4c and Fig. 4d), the effectiveness
of fracture decreases with increasing the amount of PCA. P4, P5, and P6 processes are similar to the processes in
terms of change of particle morphology but changes in particle size are slightly different.
705

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 4. Morphologies of Al powders at after different milling times for gradual PCA processes: (a) P2, (b) P3, (c)
P5, and (d) P6.
3.3. Effect of gradual PCA technique on the particle size
During high energy milling, plastic deformation, cold welding and fracture are predominant mechanisms, in which
the deformation leads to a change in particle shape, cold welding leads to an increase in particle size and fracture
leads to decrease in particle size. Fig. 5 shows the particle size distribution of Al powders for P2 process after the
milling times of 0.5, 1, 2, 5, 7h, respectively. Table 3 presents average particle size values after 0h, 0.5h, 1h, 2h, 5h,
7h of milling times for all processes. As can be seen from Table 3, except for P1 process, particle size decreases
with increasing milling time for all processes. However, the particle size of P2 decreases to be the highest in gradual
706

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
processes. This result is another evidence showing that a high level of efficiency milling of the P2 process. Unlike
most of the work related to mechanical alloying [10,27-33], in this study, this particle size decreases continuously
because of initial powders have ligamental shape. Powders are deformed due to high energy collisions of balls and
they are fractured from fine regions. Flatten shape occurs after this fracturing process so particle size decreases
unlike increasing at early stage of milling. With increasing milling time, work hardening of powders causes brittle of
powders and fracturing process becomes effective process.
Table 3. Particle size of Al powders at after differents milling times for gradual PCA processes.
P1
Process
707
Milling time (h)
0 0.5 1 2 5 7
377 500 790 950 1200 1600
P2 377 269 200 120 40 18
P3
P4
Particle
size
(µm)
377
377
337
344
242
327
150
186
58
63
34
40
P5 377 360 340 269 68 43
P6 377 367 361 332 71 45
Fig. 5. The change of particle size of Al powders with milling time and gradual PCA process.
The most effective gradual proces was found to be P2 process. The average particle size in this process was decreased
from 377µm to 18µm, as seen in Table 3. Ball-impact energy of balls decreases because of increasing the
beginning amount of PCA so work hardening of particles decreases and there was no significant change in particle
size. Significant reduction of particle size in P3, P4, P5, P6 processes occur during milling from 2h to 7h. It should
be noted that almost no change in particle size up to 2h of milling in P6 process because of the beginning amount
of PCA is higher than the beginning amount of critical PCA.
4. X-RAY DIFFRACTION ANALYSIS OF MILLED POWDERS
Crystallite size determination is one of the most important applications in powder diffractometry for materials characterization.
XRD pattern of milled powders for P2 process are illustrated in Fig. 6. Al powders underwent deformation
and cold welding caused by continuous collision and split between balls and powders. As can be seen in Fig.
6, ball milling makes diffraction peaks become wide and the peaks intensities decrease.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 6. The change of XRD patterns of milled Al powders at different milling times for P2 process.
The effect of milling time on the crystallite size for Al powders are shown in Fig. 7. A rapid decrease in crystallite size
of Al powders from 0h to 0.5h of milling time but after 0.5h of milling only a slight further decrease in crystallite size
occurs as confirmed by other studies [15,16,34]. This result indicates that P2 process is highly effective in reducing
crystallite size by increasing milling time.
Fig. 7. Variation in crystallite size for as a function of milling time.
5. EFFECT OF GRADUAL PCA TECHNIqUE ON THE PARTICLE MICROHARDNESS
The change of microhardness of milled powders as a function of milling time and gradual PCA is given in Table 4.
Generally, increasing milling time increases the deformation and work hardening of powders. As can be seen in
Table 4 and Fig. 8, there is a continuous increase in microhardness of all process with increasing milling time and
there is a continuous decreases in microhardness with increasing the beginning amount of PCA up to 2h of milling.
The initial amount of PCA begins to approach for all processes after 2h of milling so the microhardness values are
almost the same for 5h and 7h.
708

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Table 4. Milled powder of microhardness at different milling time for gradual PCA processes.
P1
Process
709
Milling time (h)
0 0.5 1 2 5 7
33 101 117 124 125 125
P2 Micro- 33 89 106 123 126 128
P3
P4
hardness
33
33
68
67
88
87
115
113
123
121
124
122
P5 (Hv) 33 66 75 93 120 121
P6 33 65 74 88 110 120
Fig. 8 shows variation of microhardness of powders versus milling time for P2, P4 and P6 processes. As can be
seen increasing milling time causes a raise in microhardness of particles. The main factor effecting the microhardness
of powders is work hardening of powders. At the beginnig of milling the rate of increasing of microhardness is
so much but this rate decreases as milling time increases gradually.
6. CONCLUSIONS
Fig. 8. The change of microhardness at different milling time for gradual PCA processes.
The effect of gradual process control agent on high energy milling process was examined. Stages of the process,
powder morphology and particle size for All process were investigated. The results showed that the P2 process is
the most efficient process so crystallite size of P2 process was investigated. Morever, change of microhardness of
powders as a function of milling time for all process were examined.
The results are remarked as below:
1. Gradual process control agent technique reduces the size of Al powders rapidly because of increasing the fficiency
of milling balls at the beginning of high energy milling process. Consequently, the researchers working on
high energy milling or mechanical alloying, avoiding the use of PCA more than critical amount of PCA may increase
the efficiency of milling process.
2. The optimal amount of PCA for Al powders (10:1 ball-powder weight ratio) is 2 % by weight.
3.Particle microhardness decreases with increasing amount of PCA during 2h of milling.
4. Particle microhardness increases wiht increasing milling time.
5. It was seen, milling process which is applicated without PCA can be used as a novel surface coating technique.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ACKNOWLEDGEMENT
The authors are grateful to Karadeniz Technical University Research Fund for the financial supporting of this research
work (No: 2007.112.10.2). The researchers would also like to thank to Gundogdu Exotherm Service for
providing Al powders.
REFERENCES
1. I. Estrada-Guela, C. Carreno-Gallardo, D.C. Mendoza-Ruiz, M. Miki-Yoshida, E. Rocha-Rangel, R. Martinez-
Sanchez, Journal of Alloys and Compounds 483 (2009) 173–177
2. S.Gomari, S.Sharafi, Journal of Alloys and Compounds 490 (2010) 26–30
3. Li Lu, Y.F. Zhang, Journal of Alloys and Compounds 290 (1999) 279-283
4. B.D. Long, H. Zuhailawati, M. Umemoto, Y. Todaka, R. Othman, Journal of Alloys and Compounds 503 (2010)
228-232
5. B. Prabhu, C. Suryanarayana, L. An, R.Vaidyanathan, Mater Sci Eng A 425 (2006) 425:192.
6. MS. El-Eskandarany, Journal of Alloys and Compounds 279 (1998) 263–27.
7. H. Arik Materials & Design 25 (2004) 31:40.
8. Naiquin Zhao, Philip Nash, Xianjin Yang, Journal of Materials Processing Technology 170 (2005) 586-592.
9. Yusuf Ozcatalbas, Composites Science and Technology 63 (2003) 53-61.
10. SS. Razavi Tousi, R. Yazdani Rad, E. Salahi, I. Mobasherpour, M. Razavi Powder Tech 192 (2009) 346–351.
11. E.M. Ruiz-Navas, J.B. Fogagnolo, F. Velasco, J.M. Ruis-Prieto, L. Froyen, Composite: Part A 37(2006) 2114-
2120.
12. Kh. Gheisari, S. Javadpour, J.T. Oh, M.Ghaffari Journal of Alloys and Compounds 472 (2009) 416-420.
13. Keke Gan, Mingyuan Gu, Journal of Materilas Processing Technolgy 199 (2008) 173-177.
14. M. A. Shaikh, M. Iqbal, J. I. Akhter, M. Ahmad, Q. Zaman, M. Akhtar, M.J. Moughal, Z. Ahmed, M. Farooque,
Materials Letters 57 (2003) 3681-3685.
15. L. Shaw, M. Zawrah J. Vıllegas, H. Luo, D. Mıracle, Metallurgical and Materials Transactions A 34A (2003)
159-170.
16. M. Pilar, J.J. Sunol, J. Bonastre, L. Escoda, Journal of Non-Crystallıne Solids 353 (2007) 848-850.
17. C. Suryanarayana, Mechanical Alloying and Milling, New York, 2004.
18. Lu, Li., Zhang, Y.F., “Influence of process control agent on interdiffusion between Al and Mg during mechanical
alloying”, Journal of Alloys and Compound, vol. 290, 1999, pp. 279-283.
19. Pilar, M., Suñol, J.J., Bonastre, J., Escoda, L., “Influence of process control agents in the development of a
metastable Fe–Zr based alloy”, Journal of Non-Crystalline Solids, vol. 353, 2007, pp. 848-850.
20. Long, B.D., Zuhailawati, H., Umemoto, M., Todaka, Y., Othman, R., “Effect of ethanol on the formation and properties
of a Cu–NbC composite”, Journal of Alloys and Compound, vol. 503, 2010, pp.228-232.
21. Iman Farahbakhsh, Alireza Zakeri, Palavesamuthu Manikandan, Kazuyuki Hokamoto, Applied Surface Science
257 (2011) 2830–2837.
22. S. Romankov, W. Sha, S.D. Kaloshkin, K. Kaevitser, Surface & Coatings Technology 201 (2006) 3235–3245.
23. M. Azimi, G.H. Akbari, Journal of Alloy and Compounds 509 (2011) 27-32.
24. Hafeez Ahamed, V. Senthilkumar, Journal of Alloy and Compounds 505 (2010) 772-782.
25. S.M. Zebarjad, S.A. Sajjadi, Materials and Design 27 (2006) 684-688.
26. JB. Fogognolo, F. Velasco, MH. Robert, JM. Torralba, Mater Sci Eng A 342 (2003) 131–143.
27. J. A. Rodrigues, J. M. Gallardo, E. J. Herrera, Journal of Materials Science 32 (1997) 3535-3539.
28. H. Abdoli, H. Asgharzadeh, E. Salahi, Journal of Alloys and Compounds 473 (2009) 116-122.
29. J.J. Fuentes, J.A. Rodriques, E.J. Herrera, Materials Characterization 61 (2010) 386-395.
30. Yan J-w, Lıu Y, Peng A-f, Lu Q-g, Trans. Nonferrous Met. Soc. China 19 (2009) 711-717.
31. G. Pozo Lopez, S.P. Silvetti, Physica B 354 (2004) 141-144.
32. J.B. Fogagnolo, D. Amador, E.M. Ruiz-Navas, J.M. Torralba, Materials Science and Engineering A 433 (2006)
45-49.
33. Xuren Liu, Yongbing Liu, Xu Ran, Jian An, Zhanyi Cao, Materials Characterization 58 (2007) 504-508.
34. H. Zuhailawati, Y. Mahani, Journals of Alloys and Compounds 476 (2009) 142-146.
710

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MEKANİK ALAŞIMLAMA İŞLEMİNDE UYGULANAN DÜŞÜK ENERjİLİ
KESME GERİLİMLERİ YARDIMIYLA KARBON NANO ÇUBUKLARIN
ÜRETİMİ
Ömer GÜLER, Ertan EVİN
Fırat Üniversitesi Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, Elazığ oguler@firat.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada, mekanik alaşımlama işlemi esnasında grafit tozlarına düşük enerjili kayma gerilimleri uygulanmıştır.
Alaşımlama işlemi 250 saatte tamamlanmış ve ardından elde edilen tozlar argon atmosferi altında 1600 ® C’de 4
saat süre ile tavlanmıştır. Alaşımlanan numuneler, X-ışını difraksiyon analizi (XRD), Alan etkili taramalı elektron mikroskobu
(FE-SEM) kullanılarak incelenmiştir. İncelemeler sonucunda karbon nano çubuk yapılar tespit edilmiştir.
Anahtar Kelimeler: Karbon Nano Çubuk, Mekanik Alaşımlama
THE PRODUCTION OF CARBON NANOROD THE HELP OF LOW ENERGY
SHEAR STRESSES APPLIED AT THE MECHANICAL ALLOYING PROCESS
ABSTRACT
In this study, low energy shear stresses were applied to graphite powders during mechanical alloying process. Mechanical
alloying process was performed for 250 hours and subsequently, milled powders were annealed at 1600
® C under argon atmosphere during 4 hours. Samples were investigated by using X-ray diffraction analysis (XRD),
field emission scanning electron microcopy (FE-SEM). Carbon nano-rods were determined by investigations.
Keyword: Carbon Nano-Rod, Mechanical Alloying
1. GİRİŞ
Grafit, hegzagonal kristal yapının yüksek anizotropisinden dolayı pek çok farklı özellikler sergileyen ve bu sebeple
üzerinde yoğun çalışmalar yürütülen bir malzemedir. Grafit nano-partiküller ve nano-tabakalar, şarj edilebilir lityum
bataryalarda elektrot olarak, yüksek sıcaklık uygulamaları için conta olarak, nano-kompozit malzemelerde takviye
elemanı olarak kullanılması gibi pekçok teknolojik uygulamada kullanımı açısından büyük potansiyele sahiptirler
[1]. Bu malzemeler kimyasal veya mekanik olarak üretilebilirler. Mekanik deformasyon ile karbon nano yapıların
elde edilmesi uzun yıllardır çalışılan bir konudur [2-3]. Yapılan çalışmalar sonucunda, plastik deformasyonun grafitte
yapısal değişimlere sebep olduğu ve farklı türden hatalar ortaya çıktığı görülmüştür. Mekanik deformasyon
için en çok kullanılan deneysel metot, bir değirmen içerisinde grafitin öğütülmesi işlemidir. Mekanik alaşımlama
işlemi süresince partikül boyutunda küçülme ve mikro yapısal değişim meydana gelir. Bu durum, bilyeler tarafından
uygulanan gerilme türüne göre değişir. Uygulanan gerilme türü darbe veya kayma şeklinde olabilir. Grafite kayma
türünden gerilmeler uygulanması durumunda nispeten kristal yapısını muhafaza etmiş yüksek anizotropik partiküller
meydana gelirken [1], darbe türünden gerilmeler uygulanması durumunda amorf veya nano poroz karbon yapılar
meydana gelir [4].
711

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışmada grafit tozları mekanik alaşımlama (MA) işlemine tabi tutulmuş ve mekanik alaşımlama (MA) sırasında
kayma türünden gerilmeler uygulanmıştır. Mekanik alaşımlama işleminden hemen sonra tozlara yüksek sıcaklıkta
ısıl işlem uygulanarak tozlarda meydana gelen değişimler incelenmiştir.
2. DENEY ÇALIŞMALARI
Grafit tozları (Merck kGAA, 99.5%,

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
P s parçacık boyutu, λ dalga boyu, β FWHM full width at half-maximum, θ 1 ise kırınım açısıdır.
50 saatten başlayarak 250 saate kadar olan MA sürecinde kap ve bilyelerden aşınarak kopan Fe’ nin sementite
(Fe x C) dönüştüğü tespit edilmiştir. MA sırasında tozlara uygulanan deformasyon enerjisi Fe x C’ nin (x=2 ve 3) düşük
sıcaklıkta oluşmasına sebep olmaktadır. MA işleminin başlangıcından 24 saat sonra, öğütme kaplarının sıcaklığı bir
ısıl çift ile ölçülmüş ve 32 o C olduğu görülmüştür.
Literatürde molar oranlarda karıştırılan Fe ve C tozlarının MA işlemi ile 5 saat sonunda Fe 3 C’ ye dönüştükleri (in-situ
dönüşüm) hususunda bilgiler bulunmaktadır [5]. Fe x C tozlarının parçacık boyutunun ise (1) denklemi kullanılarak
240 nm’ den başlayıp 170 nm’ ye kadar indiği hesaplanmıştır.
Grafite kayma türünde gerilmelerin uygulandığı çalışmalar incelendiğinde bu çalışmaların tamamında kayma gerilmesinin
darbe tipi gerilmelere göre daha az kristal kusuru oluşturduğu belirtilmektedir [1,6,7].
Kayma gerilmeleri kısa bir süre için uygulandığında yapıda pek bir değişim gözlenmemiş ve öğütülmemiş grafitin
yapısına yakın yapılar tespit edilmiştir. Artan MA süresiyle beraber grafit tabakalarında pul pul dökülmelerin olduğu
ve kristal yapılarını koruyan nano tabakaların oluştuğu rapor edilmiştir [1].
Yapılan FE-SEM incelemeleri sonucu, 250 saat MA işlemine tabi tutulmuş 1600 o C ‘de 4 saat tavlanmış numunelerde
kalınlığı 15 nm’ in altında olan hegzagonal yapılı kalın tabakalara rastlanmıştır (Şekil.2’de ok ile gösterilmiştir).
Bu kalın tabakaların, yukarıdaki kısımda da belirtildiği gibi, grafit tabakalarının mekanik alaşımlama işlemi süresince
boyutu küçülmüş ve pul pul dökülmesi sonucu oluşmuş ince grafit tabakalarının tavlama işlemi sayesinde üst üste
gelerek oluştuğu düşünülmektedir.
Şekil 2. 250 saat MA sonrası 1600 o C’ de 4 saat ısıl işlem uygulanmış numunede oluşan grafit nano tabakaların
FE-SEM görüntüsü.
Isıl işlem sıcaklığının veya süresinin yetersiz olmasından dolayı bu tabakaların tam olarak büyüyemediği düşünülmektedir.
Bu yapıların tam anlamıyla büyümesi durumunda nano çubuk yapılara dönüşmesi mümkündür.
250 saat MA işlemine tabi tutulmuş 1600 o C ‘de 4 saat tavlanmış numunenin bazı bölgelerinde karbon nano çubuk
(karbon nanorod) yapılar görülmüştür. Bu nano çubuk yapılar Şekil 3.a ve b ‘de gösterilmiştir. Şekil 3.a’ da görüldüğü
gibi yapıda kalınlığı 50 nm civarında olan grafit nano tabakalar bulunmasına karşın, tabakaların üst üste gelerek
büyüdüğü, uç kısmı gittikçe sivrileşen ve boyu yaklaşık 10 µm civarında olan karbon nano çubuk yapı görülmekte-
713

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
dir. Şekil 3.b’ de ise yaklaşık 100 nm kalınlığında ve 400 nm genişliğinde nano çubuk yapı görülmektedir. Bu yapı
ısıl işlem sırasında yeterli derecede büyüyememiştir. Şekil 3.b’deki bu yapı şekil 2’ de belirtilen karbon tabakalara
benzemektedir. Aradaki fark, şekil 3.b’deki yapı sıcaklığın etkisiyle daha fazla oranda büyümüş dolayısıyla kalınlığı
daha fazla olan karbon nano çubuk yapıdır. Şekil 2.’ deki yapılar ise, yeteri kadar büyüyememiş ve bu sebeple
çubuk formu kazanamamış nispeten kalın karbon nano tabakalardır. Şekil 3.b.’ deki yapı iki parçadan oluşmuştur.
Parçalardan biri daha kalın olan ve yüzeyini gördüğümüz kısmıdır. Diğer parça ise, yüzeyi resimde görülemeyen
ve kalınlığı nispeten daha az olan kısımdır. Kalınlığı daha az olan parça kısmen hegzagonalliğini yitirmiştir (okla
gösterilmiştir). Hegzagonal yüzeydeki bu hasar muhtemelen mekanik alaşımlama işlemi sırasında bilye darbeleri
sebebiyle meydana gelmiştir.
714

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3: a) ve b) 250 saat MA sonrası 1600 o C’ de 4 saat ısıl işlem uygulanmış numunenin FE-SEM görüntüsü,
c) karbon nano çubukların büyümesinin şematik olarak gösterilmesi [8]
Grafitin öğütülmesi sonucu karbon nano çubukların oluşma sebebinin öğütme türünden kaynaklandığı sanılmaktadır.
MA işlemi sırasında bilyelerin tozlara kayma türünde gerilmeler uygulaması grafit tabakaları arasındaki zayıf
bağların kırılmasına sebep olmuştur ve uygulanan gerilmeler grafit tabakasına, başka bir deyişle bazal düzleme
zarar vermemiş, hegzagonal yapılarını muhafaza etmelerine imkan tanımıştır.
MA işlemi sonunda uygulanan tavlama işlemi ise hegzagonal yapıdaki grafen tabakalarının üst üste gelerek [0001]
yönünde büyümesine sebep olmuştur ve böylece nano çubuk yapılar ortaya çıkmıştır [8]. Nano çubukların oluşumu
şematik olarak şekil 3.c. ‘de gösterilmiştir. Bazı bölgelerde ise büyüme gerçekleşmemiş ve tabakalar büyümeden
olduğu gibi kalmıştır.
Karbon nano çubuk yapıların MA sırasında tozlara darbe türünden gerilmeler uygulandığında oluşmadığı rapor
edilmektedir [7]. Uygulanan gerilme türüne göre grafitin kristal yapısında meydana gelen değişimler Şekil.4’ de şematik
olarak verilmiştir. Görüldüğü gibi, darbe türünden gerilmeler uygulanması durumunda sadece grafit tabakaları
arasındaki bağ değil aynı zamanda tabaka içerisindeki güçlü C-C bağları da kırılarak yapı tamamen amorf hale
gelmektedir. Fakat kayma türünden gerilmeler uygulandığı zaman bilyelerin toza uyguladıkları gerilme miktarı nispeten
düşün olmasından dolayı sadece tabakalar arasındaki bağlarda kırılmalar meydana gelirken, tabaka içindeki
bağlar kırılmadan kalmaktadır. Bu çalışmada kayma türünden gerilmeler uygulandığından ötürü MA işlemi sonunda
pek çok grafit tabakası kristal yapısı bozulmamış halde kalmıştır. MA işlemi sonunda elde edilen toza uygulanan ısıl
işlem bu tabakalarda bir etkiye sebebiyet vermemiştir. Sadece tabakaların üst üste gelerek dizilmesine başka bir
deyişle nano çubuk tipi yapıların oluşmasına sebep olmuştur.
Şekil 4: MA işlemi sırasında grafit tozlarına uygulanan gerilme türüne göre tozun kristal yapısında meydana gelen
değişimlerin şematik görüntüsü [6]
715

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3.a’ da karbon nano çubuklar, kristal yapısını muhafaza etmiş grafitik tabakaların yanında nano topak haldeki
amorf karbon da bulunmaktadır. Planeter bir değirmende belli bir hızda tek bir bilye ile yapılan MA işlemi sırasında
bilyenin toza uyguladığı gerilmeler kayma gerilmeleri şeklindedir ve kapta çok bilye olmadığı için tozlara uygulanan
darbe türündeki gerilmeler minimum düzeydedir. Fakat tek bilye ile yapılan deneylerde tozların kesinlikle darbe
gerilmelerine maruz kalmayacaklarını söylemek mümkün değildir. Tek bilye ile yapılan MA işleminde ortaya çıkan
darbe gerilmeleri, bilye ile kabın arasındaki çarpışmalardan ötürü meydana gelmektedir. Bu düşük enerjili çarpışmalar
darbe gerilmeleri yaratmakta ve MA süresinin artmasıyla bir kısım tozların amorflaşmasına, bir kısım tozlarda
ise grafitik tabakaların bükülmesine sebep olmaktadır.
4. GENEL SONUÇLAR
Grafite uygulanan kayma türünden gerilmeler kristal yapı bozulmaksızın nano boyutlu grafit tabakalarının oluşmasını
sağlamaktadır. MA süresi 250 saat olmasına karşın (002) piki tamamen kaybolmamıştır. Tozun bazı bölgelerinde
kısmen amorflaşma mevcuttur ve bu amorf yapılar ısıl işlem sonunda yeniden kristalleşememişlerdir. Yapılan ısıl
işlem sonunda nano boyutlu grafit tabakaları üst üste gelerek karbon nano çubukları oluşturmuştur.
5. KAYNAKLAR
Antisari M.V., Montone A., Jovic N., Piscopiello E., Alvani C., Pilloni L., “Low Energy pure shear milling: A
1. method fort he preparation of graphite nano-sheets”, Scripta Materialia vol.55, pp.1047-1050, 2006
Huang J.Y., Yusuda H., Mori H., “Highly Curved Carbon Nanostructures Proced by ball-milling”, Chem. Phys.
2. Lett. Vol.303, pp. 130, 1999
Chen Y, Conway M.J., Fitz Gerald J.D., “Carbon nanotubes formed in graphite after mechanical grinding and
3. thermal annealing”, Applied Physics A, vol. 76, pp. 633-636, 2003
Chen Y. Solid-state formation of carbon nanotubes. In: L. Dai, editor. Carbon Nanotechnology, UK;Elsevier;
4. 53-8, 2006
Gosh, B., Pradhan, S.K., “Microstructure characterization of nanocrystalline Fe3C synthesized by high energy
5. ball milling”, J. Of Alloys and Compounds, 477, pp 127-132, 2009
Disma F.S., Tarascon J.M, Clinard C., Rouzaud J.N., “ Transmission Elektron microscopy studies on carbon
6. materials prepared by mechanical milling”, Carbon vol.37, pp.1941-1959, 1999
Güler Ö., “Mekano-Termal Yöntem İle Karbon Nano Tüp Üretimi Ve Karakterizasyonu”, Doktora Tezi, Fırat
7. Üniversitesi F.B.E., 2011
J.S. Lee, K. Park, M.I. Kang, I.W. Park, S.W. Kim, W.K. Cho, H.S. Han, S. Kim, “ZnO nanomaterials synthesized
8. from thermal evaporation of ball-milled ZnO powders”, J. Crystal Growth, 254, 428, 2003
716

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
FARKLI SÜRELERDE MEKANİK ALAŞIMLANAN NİKEL ESASLI
SÜPERALAŞIM TOZUN KARAKTERİZASYONU
İnönü Ü. Müh. Fak. Makine Müh. Bölümü, Malatya, mehmet.erdem@inonu.edu.tr
*Gazi Ü., Tekn. Fak., Metalürji ve Malz. Müh. Bölümü, Ankara, mturker@gazi.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada, Ni esaslı süperalaşım toz karışımı (%75 Ni, %20 Cr, %4 Al 2 O 3 , %0.6 Ti, %0.4 Y 2 O 3 ), seramik bir kazanda
farklı sürelerde (½-24 saat) ve 450 rpm sabit hızda mekanik olarak alaşımlandı. Farklı mekanik alaşımlama
sürelerinin süperalaşım toz boyutuna, şekline ve mikro sertliğine etkisi tespit edildi. Mekanik alaşımlanan tozların
karakterizasyonu için toz boyut analizi, mikro sertlik ölçümü ve elektron mikroskop (SEM) çalışması yapıldı. Bu analizlerde;
artan mekanik alaşımlama süresi ile süperalaşım toz boyutunun mikron altı boyutlara kadar küçüldüğü, soğuk
kaynak sonucu lamelli yapının oluştuğu ve lameller arası mesafenin zamanla daraldığı ve toz mikro sertliğinin
artığı tespit edildi. Ayrıca, 4-8-12-16-24 saat mekanik alaşımlanan süperalaşım tozların X-RD (X-Ray Diffraction)
analizleri yapıldı ve herhangi bir metaller arası bileşiğin oluşmadığı belirlendi.
Anahtar Kelimeler: Ni esaslı süperalaşım, Mekanik alaşımlama süresi, Mikroyapı karakterizasyonu
ChARACTERIZATON OF Ni BASED SUPERALLOY POwDER MEChANICAL
ALLOYED FOR VARIOUS DURATIONS
ABSTRACT
In this study the Ni based superalloy powder mixture (75% Ni, 20 % Cr, 4% Al 2 O 3 , 0.6% Ti) were alloyed in a ceramic
container under different durations (½-24 hours) and 450 rpm constant speed. It has been determined the
effect of different mechanic alloying durations for superalloying powder dimensions, forms and micro hardness. The
powder dimension analyze, micro hardness measurement end SEM has been carried out for characterization of
the mechanically alloyed powder. In this analyses; it has been determined that the superalloy powder dimension
were diminished to sub-micron dimensions, lamellae structure got finer and the distance between the lamellae’s
got closer and the micro hardness of powder were increased with increasing the milling time. Moreover the X-RD
(X-Ray Diffraction) analyses of mechanical superalloyed powder for 4-8-12-16-24 hours were carried out and there
has been determined that a inter-metallic compound was not formed.
Keywords: Ni based superalloy, mechanical alloying duration, microstructural characterization
1. GİRİŞ
Mekanik alaşımlama (MA) son derece homojen ve ince mikro yapılar elde etmek amacıyla kuru, yaş, yüksek enerjili,
bilyeli ve/veya çubuklu öğütme tekniği olarak tanımlanmıştır [1-3].
MA mekanizması üç ayrı aşamadan meydana geldiği kabul edilmektedir. Birinci aşamada, öğütme sürecindeki
bilye-bilye, bilye-cidar ve karıştırıcılar-cidar çarpışmasıyla arada kalan tozlara bir miktar darbe enerjisi yüklenir. Bu
darbe enerjisi yumuşak tozlarda şekil değişimine, sert tozlarda ise kırılmaya neden olur. Deformasyon ve kırılmayla
717

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
oluşan yeni yüzeyler işlemin devam etmesiyle birbirleriyle kaynaklanır. Böylece, alaşımlamanın ilk aşamasında toz
parçacık boyutu artar. Bu aşamada parçacık boyutu büyüyerek başlangıç parçacık boyutunun 3 katına kadar ulaşabilir
[4]. İkinci aşamada, artan MA süresi ve deformasyon ile tozlarda ki deformasyon pekleşmesi ve sertlik artar
[5]. Bu sertlik etkisiyle toz parçacıklarında kırılma başlar ve bu aşamada kırılma soğuk kaynaktan daha etkindir.
Üçüncü aşamada ise her bir toz parçacığı içerisinde bulunan alaşım tabakaları arasındaki boşluklar azalırken, aynı
zamanda bu alaşım tabakalarının sayısı artar. Parçacık içindeki katmanlar arası mesafe azalırken, katman sayısı
da artar. Belli bir süre öğütmenin ardından, ortalama parçacık boyutunu artıran kaynaklanma ve ortalama toz partikül
boyutunu azaltan kırılma, miktarları arasında bir denge yakalandığında kararlı hal dengesine ulaşılır.
Sağlıklı bir mekanik alaşımlama işleminin gerçekleştirilebilmesi için işlem üzerinde oldukça fazla etkileri olan değirmen
tipi, öğütme kazanı, öğütme hızı, zamanı, öğütme malzemesi (bilye), bilye-toz ağırlık oranı, kazan doldurma
miktarı, öğütme atmosferi, sıcaklığı, işlem kontrol kimyasalı gibi parametrenin doğru bir şekilde seçilmiş olması
gerekir. Bunlar öğütülecek tozun miktarını, boyutunu, kirlenme oranını, öğütme enerjisini ve toz kaybını etkileyen
en önemli parametrelerdir.
MA da, öğütücüden elde edilen enerjinin verimli kullanılması ve tozun kimyasal yapısının değişmesine kazan tipi
etki eder. MA işlemi sırasında öğütücü bilyelerin öğütme tankının iç cidarına uyguladıkları darbeler nedeniyle kap
malzemesinin bir kısmı yüzeyden koparak toza karışabilir. Bu durum tozun kimyasal yapısının değişmesine veya
parçacıkların kalktığı bölgelere öğütülen tozun yapışmasına neden olur. Buda, toz kaybına ve toz kirliliğine neden
olur. Bu konu ile ilgili yapılan bir çalışmada [6], bakır kap içinde Cu-In-Ga-Se toz karışımı öğütülmüş ve toz içindeki
bakır miktarının başlangıç toz karışımına göre daha yüksek olduğu tespit edilmiştir. Öğütme kabından kopan bakır
parçalarının toza karışması neden olarak belirtilmiştir. Böyle durumlarda tozun kimyasal bileşiminin değişmemesi
için uygun öğütme kabı seçilerek gerekli önlemler alınmalıdır. Öğütücü maddenin yoğunluğu, toz üzerine yeterli
darbe enerjisi oluşturabilecek büyüklükte olmalıdır. Örneğin çelik bilye yerine WC bilyeler kullanılarak yapılan bir
çalışmada daha yüksek darbe enerjisi elde edilmiştir [7]. Aynı zamanda öğütücü madde boyutu da öğütme verimini
doğrudan etkiler. Genelde büyük boyutlu bilyeler toz parçacıkları üzerine daha fazla darbe enerjisi transfer ederler.
Ancak gereğinden büyük bilyeler toz boyutunun küçülmesini engelleyebilirler. Öğütücü madde boyutunun tozun
final yapısı üzerinde etkili olduğu tespit edilmiştir. Bu konuyla ilgili yapılmış bir çalışmada, titanyum alüminyum toz
karışımı 5 ve 8 mm çapında ki bilyeler kullanılarak öğütüldüğünde amorf fazın oluştuğu 12 mm çapındaki bilyeler
kullanıldığında ise amorf fazın oluşmadığı gözlemlenmiştir [8]. Pd-Si sisteminde de benzer şekilde amorf fazın
oluşması için küçük boyutlu bilyelerin tercih edildiği bildirilmiştir ve küçük bilyelerin güçlü sürtünme hareketi ürettiği
ve bununda amorf faz oluşumunu hızlandırdığı belirtilmiştir [9].
Toz parçacıkların kararlı hal dengesine ulaşmasında en önemli parametrelerden biride MA süresidir. Normal şartlarda
süre, toz parçacıkları arasındaki kırılma ve soğuk kaynaklaşma kararlı hale gelecek kadar seçilmelidir [10].
Özellikle titanyum ve zirkonyum gibi reaktif elementlerin bulunduğu tozlar eğer gereğinden fazla öğütülürlerse,
kirlenmeleri ve istenmeyen fazların oluşması kaçınılmaz olur [11]. Bu nedenle tozlar sadece gerekli olan süre kadar
öğütülmelidir. Toz parçacıklarının kararlı hale gelmesi için, yüksek enerjiyle kısa süreli ve düşük enerjiyle de uzun
süreli öğütme yapmak genel olarak kabul edilen bir kuraldır. Yani, yüksek bilye-toz oranında az süre, düşük bilye-toz
oranında ise daha fazla süre kullanılmalıdır. MA için gerekli süre öğütme hızına, öğütücü tipine, öğütme yoğunluğuna,
öğütme sıcaklığına ve bilye-toz ağırlık oranına bağlı olarak değişiklik gösterir. Bu parametreler, her bir toz
kombinasyonu için ayrı ayrı belirlenmelidir [12].
Bu çalışmada, nikel esaslı süper alaşım toz karışımına MA süresinin etkisi araştırılmıştır. Bu amaçla farklı sürelerde
mekanik alaşımlanan tozlar toz boyut analizi, mikro sertlik ölçümü, taramalı elektron mikroskop (SEM) çalışması ve
XRD analizleri ile karakterize edilmiştir.
2. MALZEME VE METOD
Deneylerde kullanılan toz komposizyonu Tablo 1’de, SEM ve EDAX analizleri de Resim 1-5’de verilmiştir. Deneylerde
kullanılan Ni tozunun ortalama toz boyutu 10,38 µm, Cr tozunun 87,90 µm, Al 2 O 3 tozunun 3 µm, Y 2 O 3 tozunun
3 µm ve Ti tozunun ise 2-50 µm gibi geniş bir aralıkta değiştiği görülmektedir. MA işlemi esnasında yağlayıcı olarak
%2 toz Zn-stearat kullanılmıştır. Ancak, 16 ve 24 saat MA esnasında tozların, karıştırıcı kollara, bilyelere ve kazan
iç yüzeyine sıvanması nedeni ile atritörün zorlandığı görülmüş ve Zn-stearat miktarı %3’e çıkartılmıştır.
Mekanik alaşımlama işlemi “Unionprocess” firması tarafından imal edilen 2 litrelik öğütme tankına sahip dönme hızı
dijital olarak ayarlanabilen SZEGVARI modelli bir atritörde 450 dev/dak hızda ve 10/1 bilye-toz ağırlık oranı kullanılarak
yapılmıştır. Deneylerde 50 gram toz karışımı 10 mm çapında çelik bilyeler kullanılarak öğütülmüştür. Mekanik
alaşımlama esnasında koruyucu atmosfer olarak yüksek saflıktaki (%99,999 oranında) argon gazı kullanılmıştır.
Argon gazı içindeki nemi kurutmak ve bulunması muhtemel oksijeni yapıdan uzaklaştırmak için gaz, boru içerisine
doldurulmuş 650 o C’deki bakır talaşlarının içerisinden geçirilmiştir.
718

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Optimum mekanik alaşımlama süresini tespit etmek amacıyla seramik kazanda sekiz farklı süre (½, 1, 2, 4, 8,
12, 16, ve 24 saat) kullanıldı. Deneyler esnasında alaşımlama tankı sürekli olarak su sirkülasyonu ile soğutuldu.
Değişik sürelerde yapılan mekanik alaşımlama deneyleri sonrası elde edilen tozlar şırınga ile vakumlanan küçük
plastik kutulara konularak muhafaza edildi. Farklı sürelerde mekanik olarak alaşımlanan tozların karekterizasyonu
için toz boyut analizi Malvern Mastersizer E ver 1.2 b cihazında, mikro sertlik ölçümleri 10 g yük altında SHIMADZU
HMV-2 cihazında, SEM ve EDX analizleri J0EOL JSM-6060 LV markalı elektron mikroskobunda ve XRD analizleri
de Bruker D 8 Advance markalı cihazda oda sıcaklığında yapılmıştır. Mikro yapı çalışmalarında Marbel dağlayıcısı
kullanılmıştır.
Tablo 1. MA deneylerinde kullanılan toz kompozisyonu (% ağırlık).
Element Ni Cr Al 2 O 3 Ti Y 2 O 3
% Ağırlık kalan 20 4 0.6 0.4
Resim 1. Nikel tozu ve tozun EDAX analizi
Resim 2. Krom tozu ve tozun EDAX analizi
Resim 3. Al 2 O 3 tozu ve tozun EDAX analizi
719

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3. DENEY SONUÇLARI VE TARTIŞMA
3.1. SEM Sonuçları
Resim 4. Y 2 O 3 tozu ve tozun EDAX analizi
Resim 5. Titanyum tozu ve tozun EDAX analizi
½ saat mekanik alaşımlama sonunda elde edilen tozlara ait SEM görüntüsü Resim 6-a’da verilmiştir. Mekanik
alaşımlamanın bu aşamasında, sert tozlarda kırılma, yumuşak tozlarda ise deformasyon nedeni ile azda olsa katmansı
yapı oluşumunun başladığı görülmektedir. Şekil 6-b’de 1 Saat MA sonunda elde edilen tozların mikro yapıları
verilmiştir. Bu aşamada sert toz tanelerinin kırılma ile inceldiği ve yumuşak toz tanelerinin ise soğuk kaynak ve
deformasyonla uzadığı görülmektedir. Şekil 6-c’de 2 saat süreyle MA işlemine tabi tutulan tozlarda, heterojen bir
boyut dağılımı dikkat çekmektedir.
Tozların, eş eksenli tane yapılarının soğuk kaynaklanma nedeniyle zaman zaman bozularak tozların boy/en oranının
arttığı görülmektedir. Resim 6-d’de 4 saat mekanik alaşımlanmış toz parçacıkları deformasyonun etkisi ile
inceldiği ve boy/en oranlarının arttığı görülmektedir. Ayrıca kaynaklaşma sonucu oluşan katmanlı (lamelli) yapıların
arttığı görülmektedir. Şekil 6-e’de 8 Saat mekanik alaşımlanmış tozların SEM görüntüsünde tamamen lamelli yapının
hakim olduğu ve lameller arası mesafenin 1 µm dan fazla olduğu açık bir şekilde görülmektedir.
Alaşımlanmış toz tanelerinin her biri, başlangıç kompozisyon oranlarına sahip olup, tüm başlangıç bileşenlerini
içerdiği söylenebilir. Resim 6-f’de 12 saat MA işlemi sonrası tozların SEM görüntüsü verilmiştir. Resimde, tozların
küresel ve eş eksenli tane yapısında oldukları görülmüştür. Lamel boy/en oranı yaklaşık 10/1, lameller arası mesafenin
ise yaklaşık 1 µm civarında olduğu tespit edilmiştir. 16 saat MA sonrasında tozlar homojen görünümlü ve
tane boy/en oranları yaklaşık 1/1 civarında küresel bir boyut dağılımına sahip oldukları görülmektedir (Resim 6-g).
Lamel boy/en oranı yaklaşık 10/1 ve lameller arası mesafenin bir önceki aşamaya göre (12 saat MA) zaman zaman
kapandığı zaman zamanda 0,5 µm civarı olduğu görülmüştür. 24 saat MA işlemi sonunda elde edilen tozlarda ise
(Resim 6-h) soğuk kaynak sonucu oluşan lameller arası mesafenin nerdeyse tamamen kapandığı ve tozların küresel
yapıyı korudukları dikkat çekmektedir. Lameller, 12 ve 16 saat öğütülmüş toz yapısındaki lamellere göre daha
ince oldukları görülmektedir. Lamel boy/en oranının yaklaşık 10/1 civarında olduğu tespit edilmiştir.
720

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Resim 6. Farklı sürelerde mekanik alaşımlanmış tozların SEM görüntüleri.
a- ½ saat, b- 1 saat, c-2 saat, d- 4 saat, e- 8 saat, f- 12 saat, g- 16 saat, h- 24 saat
721

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.2. Mekanik Alaşımlama Süresine Bağlı Toz Boyutu Değişimi
MA süresine bağlı toz boyut değişimi Şekil 1’de grafik olarak verilmiştir. Bu grafiğe göre ½ saat alaşımlanan tozlar
11,43 µm olup genelde elemental halde ve soğuk kaynaklaşmanın etkin olmaması nedeni ile toz parçacıklarının irileşmediği
görülmüştür. 1 saatlik alaşımlama sonunda, toz parçacıkları arasında zaman zaman meydana gelen kaynaklaşmalar
toz boyutunun artmasına (16,09 µm) neden olmuştur. 2 saatlik mekanik alaşımlama sonunda tozlarda
kaynaklaşmanın hakim olmasıyla birlikte toz boyutunda gözle görülen bir artış (24,14 µm) tespit edilmiştir. 4 saatlik
MA sonunda, kaynaklaşan tozlar da deformasyon pekleşmesine bağlı sertlik artışı nedeni ile kırılmanın (22,55 µm)
başladığı tespit edilmiştir. 8 saat MA uygulanmış tozlarda kırılmanın daha etkin olması sonucu boyutlarında gözle
görülen bir azalma (16,11 µm) tespit edilmiştir. 12 saat sonunda, pekleşme sonucu toz sertliğindeki artışa bağlı kırılmanın
devam etmesiyle toz boyutlarının 10,96 µm olduğu tespit edilmiştir. 16 saat MA işlemi sonunda da tozlardaki
kırılmanın düzenli olarak devam ettiği görülmüştür (6,51 µm). 24 saat MA işlemi uygulanmış tozlardaki kırılmanın
devam ettiği ve önceki aşamalara göre daha az oranda olduğu görülmüştür (4,95 µm).
Şekil 1. Mekanik alaşımlama süresine bağlı toz boyutu değişimi.
Bu sonuçlara göre MA işleminin ilk aşaması olan soğuk kaynağa bağlı parçacık boyutlarındaki artış 2 saat MA
sonrasında gerçekleşmiş ve parçacık boyutu 24,14 µm’na yükselmiştir. 4 saat öğütülen tozlardaki kırılma ve kaynaklaşmanın
belli bir dengede devam ettiği ve pekleşmeye bağlı kırılma aşamasının henüz başladığı görülmüştür.
Çünkü, 2 saat sonunda 24,14 µm olan toz parçacık boyutu, 4 saat sonunda 22,55 µm’a düşmüş ve toz parçacık
boyutunda gözle görülür bir azalma olmamıştır. 8 saat MA sonunda pekleşmeye bağlı kırılmanın daha hakim olması
ile toz parçacık boyutu 16,11 µm’na düşmüştür. MA işleminin ikinci aşaması 4 saat sonunda başlamış ve 8 saat’te
Şekil 2. MA süresine bağlı lameller arası mesafe değişimi
722

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
kadar yoğun bir şekilde devam etmiştir. Aynı zamanda MA işleminde üçüncü aşama olan kararlı hal aşamasının da
8 saat MA sonunda başladığı ve 12-16 ve 24 saat MA işleminde de belli oranda devam ettiği söylenebilir. Çünkü 8
saat MA sonunda tozlarda lamelli yapının hakim olduğu görülmektedir (Resim 6-e). Artan MA süresi lamelli parçacık
boyutunu küçültürken, lameller arası mesafenin de kapanmasını sağlamıştır. 8 saat sonunda lameller arası mesafenin
yaklaşık 2 µm ve lamel boy/en oranı 15/1 olduğu tespit edilmiştir. 12 saat sonunda lameller arası mesafe (1 µm)
ve lamel boy/en oranının azaldığı (10/1) görülmüştür. 16 saat sonunda, tozların küresel yapıyı korudukları, lameller
arası mesafenin kapanmaya devam ettiği (0,5 µm) ve lamel boy en oranının 10/1 civarında olduğu görülmüştür. 24
saat sonunda da tozlar küresel yapıda olup, lameller arası mesafenin neredeyse tamamen kapandığı ve lamel boy
en oranının 10/1 civarında olduğu görülmüştür. Şekil 2’de artan MA süresine bağlı lameller arası mesafe değişimi
verilmiştir. Bu konu ile ilgili yapılan çalışmalarda, artan öğütme süresine bağlı olarak lamelli yapının inceldiği ve
lameller arası mesafenin azaldığı belirtilmiştir [13].
Bu konu ile ilgili çelik kazanda yapılan benzer bir çalışmada Ni esaslı süperalaşım tozları farklı sürelerde (½-1-2-4-7
ve 8 saat) mekanik alaşımlanmış ve toz boyutları ½ saatlik alaşımlama sonunda 9,42µm, 1 saatlik alaşımlama sonunda
11,03µm, 2 saatlik mekanik alaşımlama sonunda 8,67µm, 4 saatlik mekanik alaşımlama sonunda 20,87µm,
7 saatlik mekanik alaşımlama sonunda 11,34µm ve 8 saatlik mekanik alaşımlama sonunda da ise 10,38 µm olarak
tespit edilmiştir. Bu çalışmada mekanik alaşımlamanın ilk aşamasına 4 saat MA sonunda, ikinci aşamasına 7 saat
MA sonunda ve üçüncü aşamasına da 8 saat MA sonunda ulaşıldığı belirtilmiştir [3]. Nikel esaslı bir süperalaşım
üzerinde yapılan başka bir çalışmada da, dönme hızı 710 dev/dak olan bir atritörde, farklı bilye çapları ile farklı
sürelerde MA işlemi denenmiştir [14]. 10 mm çapında çelik bilye ve kazan ile 2, 5 ve 10 saat MA işlemi sonunda
ortalama toz boyutu sırası ile 18,84 µm, 27,52 µm ve 23,20 µm olduğu belirtilmiştir. Demir esaslı bir süperalaşım
üzerinde yapılan başka bir çalışmada ise dönme hızı 1200 dev/dak olan bir atritörde, çapı ¼” olan bilyelerle farklı
sürelerde MA işlemi denenmiştir [15]. ¼” mm çapında çelik bilye ve kazan ile 1 saat MA işlemi sonunda ortalama
toz boyutu 72,63 µm, 2 saat MA işlemi sonunda ortalama toz boyutu 62,84 µm, 10 saat MA işlemi sonunda ortalama
toz boyutu 12,54 µm, 24 saat MA işlemi sonunda ortalama toz boyutu 6,18 µm ve 48 saat MA işlemi sonunda ise
ortalama toz boyutu 12,05 µm olduğu belirtilmiştir.
3.3. Mekanik Alaşımlama Süresine Bağlı Mikro Sertlik Değişimi
Mekanik alaşımlama süresine bağlı toz mikro sertlik değerleri grafik halinde Şekil 2’de verilmiştir. ½ saat MA işlemine
tabi tutulmuş tozlar genelde elemental halde olup sertlikleri 143 HV olarak ölçülmüştür. 1 saat MA işlemi sonunda
tozlardaki deformasyon miktarının artmasıyla sertlik 173 HV’ ye çıkmıştır. 2 saat MA işlemi sonunda hakim olan
soğuk kaynaklaşma nedeniyle toz parçacık boyutu artarken serlikleri de 189 HV’ ye çıkmıştır. 4 saatlik MA işlemi
sonunda artan deformasyon pekleşmesi nedeni ile toz parçacık boyutlarında azalma, sertliklerinde ise artma tespit
edilmiştir (210 HV). 8 saat MA işlemi sonunda tozlarda lameli yapı hakim olup, sertlik değeri 239 HV olarak tespit
edilmiştir. Tozlardaki lamelli yapının artması, artan MA sürelerinde toz sertlik ölçümlerini zorlaştırmıştır. Çünkü, sertlik
cihazının batıcı ucu lameller arasına geldiğinde sertlik değerlerinin düşük çıkmasına neden olmuştur. Bu nedenle
sertlik ölçümleri titizlikle yapılmıştır. 12 saatin sonunda tozlardaki kırılma ve sertlik artışının devam ettiği tespit
edilmiştir (276 HV). 16 saat MA işlemi sonunda, soğuk kaynak sonucu oluşan toz parçacıklarındaki lameller arası
mesafenin ve parçacık boyutlarındaki azalmanın devam ettiği görülmüş ve artan deformasyon pekleşmesi nedeniyle
sertlik 301 HV olarak tespit edilmiştir. 24 saat MA işlemi sonunda toz parçacıklarının kırılmaya devam etmesi ve
zaman zaman da mikron altı seviyelerde olmaları nedeniyle mikro sertlik ölçümleri yapılamamıştır.
Bu konu ile ilgili çelik kazanda yapılan benzer bir çalışmada Ni esaslı süperalaşım tozları farklı sürelerde mekanik
alaşımlanmış ve mikro sertlikleri 2 saat MA işlemi sonunda 102 HV, 4 saat MA sonunda 128 HV, 7 saat MA sonunda
sertlik 212 HV, ve 8 saat MA sonunda ise 218 HV olarak bulunmuştur [3]. Aynı çalışmada toz parçacık sertliğinin 8
saat MA sonunda kararlı hale geldiği ifade edilmiştir. Başka bir çalışmada demir esaslı süper alaşım tozları dikey bir
atritörde değişik sürelerde (1-2-10-24 ve 48) saat) öğütülmüş ve artan MA süresi ile toz mikro sertliklerinin arttığı belirtilmiştir.
1 saat MA işlemi sonunda tozların mikro sertliği 292 HV, 2 saat sonunda 313 HV, 10 saat sonunda 323 HV,
24 saat sonunda 382 HV ve 48 saat sonunda ise 525 HV olduğu tespit edilmiştir [15]. Bu konu ile ilgili yapılan başka
bir çalışmada da, nikel esaslı süper alaşım tozları değişik çaptaki (6-5/6’’ ve 10 mm) bilyelerle değişik sürelerde (5-
10-15 ve 24 saat) dikey bir atritörde öğütülmüş ve artan MA süresi ile toz mikro sertliklerinin de arttığı belirtilmiştir
[14]. Botcharova E., ve arkadaşları bakır içerisine değişik oranlarda niobyum ilave etmişler ve farklı sürelerde bilyeli
öğütücüde öğütmüşlerdir. Artan MA süresi ile beraber tozların mikro sertliklerinin arttığını ve toz parçacık boyutunun
da küçüldüğünü tespit etmişlerdir[16]. Adabavazeh Z. ve arkadaşları %50 Fe, %25 Ni ve %25 Al tozlarına oda sıcaklığında
farklı sürelerde(5-20-40-80 saat) 20mm çapındaki bilyelerle (bilye toz oranı 10/1) mekanik alaşımlama işlemi
yapmışlar ve artan MA süresine bağlı olarak tozların mikro sertliğinde artış tespit etmişlerdir[17].
723

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3. Mekanik alaşımlama süresine bağlı mikro sertlik değişimi.
3.4. Tozların X-RD analizleri
Öğütme esnasında tozlar arasında meydana gelebilecek muhtemel bileşikleri tespit etmek amacıyla seramik kazanda,
farklı sürelerde (4, 8, 12, 16, 24 saat) öğütme işlemi uygulanan tozların X-RD analizleri yapılmıştır. X-RD
analizinde Cu Kα ışını (k = 0.1542 nm) kullanılmıştır. .Elde edilen sonuçlar Şekil 4-8’de sırası ile verilmiştir. X-RD
analizleri, 4, 8, 12, 16 ve 24 saat sonunda toz yapılarında farklı bir bileşik yada amorf yapının henüz oluşmadığını
göstermiştir. Bu konu ile ilgili yapılan bir çalışmada, ön alaşımlanmış iki farklı toz bileşimi, (Ni-%13,3Al- %2,1 Y 2 O 3
ve Ni-%50Al- %2,1 Y 2 O 3 ) titreşimli bilyeli öğütücüde 50 saat öğütülmüş ve XRD analizleri yapılmıştır. MA esnasında
tozların tamamen B2-NiAl bileşiğine dönüştüğü tespit edilmiştir [18]. PM 1000 ile benzer bileşim ve mikro yapıya
sahip olan MA 754 alaşımında saf Y 2 O 3 ’in yerine yitrium alüminanın var olduğu belirtilmiştir [19]. Bu bileşiklerin alaşımın
üretimi esnasında, Y 2 O 3 parçacıklarının bir çoğu Al ile katı çözelti içerisinde reaksiyona girmeleri ile oluştuğu
belirtilmiştir [20].
Şekil 4. 4 Saat MA sonrası tozların X-RD analizi
Şekil 5. 8 Saat MA sonrası tozların X-RD analizi
724

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6. 12 Saat MA sonrası tozların X-RD analizi
Şekil 7. 16 Saat MA sonrası tozların X-RD analizi
Şekil 8. 24 Saat MA sonrası tozların X-RD analizi
725

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
4. BULGULAR VE ÖNERİLER
Seramik kazanda çelik bilye kullanılarak yapılan MA işleminde MA süresinin Ni esaslı süperalaşım toz boyutu, şekli
ve sertliğine etkisi incelenmiş ve aşağıdaki sonuçlar elde edilmiştir.
1. Yapılan MA işleminde toz parçacıklarının soğuk kaynak sonucu irileşmesi aşaması olan birinci aşamaya 2 saat
MA sonunda, deformasyon pekleşmesi nedeniyle toz parçacıklarının kırılma aşaması olan ikinci aşamaya 4 saat
MA sonunda ve kaynaklaşma ve kırılmanın dengede olduğu kararlı hal aşaması olan üçüncü aşamaya da 8 saat MA
sonunda ulaşılmıştır. Ayrıca 8 saat MA sonrasında tozlarda lamelli yapıların hakim olduğu görülmüştür.
2. 8 saat MA sonrası ulaşılan kararlı hal aşamasının 12-16 ve 24 saat MA sonrasında da devam ettiği tespit edilmiştir.
8 saat MA sonrasında itibaren toz parçacıklarının ortalama toz boyutunun küçülmesiyle lamel boy/en oranlarının
15/1’den 10/1 seviyelerine düştüğü, toz parçacıklarındaki lamel sayısının arttığı ve lameller arası mesafenin
azaldığı tespit edilmiştir .
3. Artan MA süresine bağlı olarak parçacık boyutlarının küçüldüğü 24 saat MA sonunda zaman zaman mikron altı
büyüklüklere ulaşıldığı görülmüştür. Ayrıca artan MA süresi ile toz parçacıklarının deformasyon pekleşmesine bağlı
olarak mikro sertliklerinin de arttığı tespit edilmiştir.
4. Tozlara 4, 8, 12, 16, 24 saat MA işleminden sonra uygulanan X-RD analizlerinde farklı bir bileşik yada amorf
yapının henüz oluşmadığı görülmüştür. Uzun süreli ( 50 saat ve üzeri) yapılacak öğütme işlemlerinde, Ni-Al- Y 2 O 3
alaşım sistemlerine ait bileşiklerin oluşabileceği düşünülmektedir.
5. Farklı çaplarda öğütücü biyelerle ve farklı öğütme hızlarında uzun süreli (50 saat ve üzeri) MA işlemi yapılabilir
ve oluşması muhtemel bileşik yada amorf yapıların analizleri yapılabilir.
5. KAYNAKÇA
1. Schelleng, R.D., and Donachie, S.J., “Mechanical alloyed aluminum”, Metal Powder Report, 38:357-359,
1983.
2. El-Eskandarany, M. S., Aoki, K., Suziki, K. J. Less Common Metals 167:113-118, 1990.
Erdem. M., Türker, M., ““Farklı sürelerde mekanik alaşımlanan nikel esaslı süperalaşım tozun karakterizasyo-
3.
th nu”, 13 International Metalurgy & Materials congress, İstanbul, 930-936, November 09-11, 2006.
4. Suryanarayanan, C., Ivanov, E., Boldyrev, V. V., “The Science and Technology of Mechanic Alloying”, Mater.
Sci. Eng. A304-306:151-158, 2001.
5. Türker, M., Özdemir, A.T., Öğel, B. ve Yavuz, A., “Al-SiC tozlarının alaşımlama değirmeninde öğütme zamanının
kompozit toz yapısına etkisinin araştırılması”, 2. Ulusal Toz Metalurjisi Konferansı, 425-431, 15-17 Eylül
ODDÜ, Ankara, 1999.
6. Suryanarayana, C., Ivanov, E., Noufi, R., Contreras, M.A., Moore, J. J., “Phase selection in a mechanically
alloyed Cu-In-Ga-Se powder mixture ” J. Mater. Res., 14: 377-383 (1999).
7. Gonzales, G., Sagarzazu, A., Villalba, R., Ochoa, J., D’Onofrio, L., “Effect of the milling media on the phases
obtained in mechanically alloyed equiatomic Fe-Co”, Mater. Sci. For., 360-362:355-360 (2001).
8. Park, Y.-H., Hashimoto, H., Watanabe, R., “Morphological evolution and amorphization of Ti/Cu and Ti/Al
powders mixtures during vibratory ball milling” Mater. Sci For., 88-90: 59-66 (1992).
9. Padella, F., Paradiso, E., Burgio, N., Magini, M., Martelli, S., Guo, W., Iasonna, A., “Mechanical alloying of the
Pd,Si system in controlled conditions of energy transfer”, J. Less Common Metals 175: 79-90 (1991).
10. Suryanarayana, C., Internalt. Mater. Rev., 40:41-64, 1995.
11. Schaffer, G.B.,McCormick, P.G., Metal Transaction A, 22:2789, 1990.
12. Bostan, B., “Synthesis of Al-C by MA Process”, Ph.D. Thesis., G.U. Enst. Of Sci. And Techn., Ankara,
(2003).
13. Suryanarayana, C., ”Mechanical alloying and milling”, Marcel Dekker, New York, 1-466 (2004).
14. Evin, E., “Nikel Esaslı Bir Süper Alaşımın Mekanik Alaşımlama Yöntemi İle Üretilmesi Ve Mikroyapı-Oksitlenme
Özelliklerinin Araştırılması”, Doktora Tezi, Fırat Ü., Fen. Bil. Enst., 2003.
Kılınç,Y., “Demir bazlı süperalaşımların mekanik alaşımlama metodu ile üretilmesi ve özelliklerinin araştırılma-
15. sı”, Doktora tezi, G.Ü.Fen Bil.Enst., Ocak 1999.
Botcharova E., Heilmaier M., Freudenberger J., Drew G., Kudashow D., Martin U., Schultz L., “Supersaturated
16. solid solution of niobium in copper by mechanical alloying” Journal of Alloys and Compounds 351 (2003)
119–125
Adabavazeh Z., Karimzadeh F., Enayati M.H.,” Synthesis and structural characterization of nanocrystalline
17. (Ni, Fe)3 Al intermetallic compound prepared by mechanical alloyin, Advanced Powder Technology xxx
(2011) xxx–xxx (article in press).
Grahle, P., and Arzt, E., “Microstructural development in dispersion strengthened NiAl produced by mechanical
18. alloying and secondary recrystallition”, Acta Mater., 45(1): 201-211(1997).
Howson, T. E., Stulga, J.E., Tien, J.K., “Creep and stres rupture of a mechanically alloyed oxide dispersion and
19. precipitation strengthened nicel-base superalloy”, Metall. Trans., 11A: 1599 (1980).
Sha, W., Bhadeshia, H. K. D. H., “Characterization of mechanically alloyed oxide dispersion-strengthened
20. nicel-based superalloy MA760”, Matall. Trans., 25A: 705-714 (1994).
726

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
AL MATRİSLİ VE Al 2 O 3 PARÇACIK TAKVİYELİ KOMPOZİTLERİN FARKLI
MEKANİK ALAŞIMLAMA SÜRELERİNDE ÜRETİLMESİ VE KARAKTERİZE
EDİLMESİ
Hasan KARABULUT*, Ramazan ÇITAK**
* Ankara Altındağ Siteler Mesleki Eğitim Merkezi, Metal Teknolojisi Öğretmeni, Siteler, 06500, Ankara,
karabulut.hasan@hotmail.com
** Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Teknikokullar, 06500, Ankara,
rcitak@gazi.edu.tr
ÖZET
Al matrisli Al 2 O 3 parçacık takviyeli kompozitler farklı sürelerde mekanik alaşımlanmış ve mekanik alaşımlama süresinin
alaşımlanmış tozlarda, parçacık dağılımı, toz boyutu, sertlik, yoğunluk ve gözeneklilik gibi karakteristik özelliklere
etkisi incelenmiştir. Mekanik alaşımlama sonrası numunelerde homojen bir parçacık dağılımı elde edilmiştir.
Alaşımlama süresinin artmasıyla toz boyutu küçülürken, sertlik artmıştır. Ayrıca artan alaşımlama süresi ile yoğunluk
azalmış, gözenek oranı da artmıştır.
Anahtar Kelimeler: Kompozit, Al 2 O 3 , Mekanik alaşımlama, Sertlik.
PRODUCTION AND ChARACTERIZATION OF AL MATRIX AND Al 2 O 3
PARTICLE-REINFORCED COMPOSITES FOR DIFFERENT MECHANICAL
ALLOYING DURATIONS
ABSTRACT
Composite materials with Al 2 O 3 particle reinforcement and Al matrix were produced by using mechanical alloying
methods for different periods of time. Effect of time on particle distribution, particle size, hardness, density and
porosity ratio were investigated. A homogeneous particle distribution was obtained in samples mechanical alloyed.
While particle size was decreasing with alloying time hardness was increased. In addition, the density decreased
with alloying time and porosity increased.
Key Words: Composite, Al 2 O 3 , Mechanical alloying, Hardness.
1. GİRİŞ
Gelişen teknoloji ile tüm mühendislik dallarının ve insan ihtiyaçlarının da değişmesi metalurji ve malzeme alanındaki
araştırmacıların yeni malzeme üretme çalışmalarının önemini artırmaktadır. Kompozit malzemeler ve özellikle
metal matrisli kompozit malzeme üretimi bu çalışmalardan sadece bir tanesidir. Kompozit malzemeler, kimyasal
bileşimi ve özellikleri bakımından farklı olan birden daha fazla sayıda malzemenin makro düzeyde birleştirilmesi ile
bir araya getirilen malzemelerdir [1]. Kompozit malzeme içerisindeki bileşenler ara yüzeylerle birbirinden ayrılır ve
yapı içerisinde kendine has özelliklerini muhafaza ederler [2]. Kompozit malzemeler bir çok yöntemle üretilebilir. Bu
yöntemlerden bir tanesi de Mekanik alaşımlamadır (MA). MA yöntemi, yüksek enerjili bir değirmen içerisinde toz
ve parçacıkların karıştırılması esnasında kaynaklanması, parçalanması ve yeniden kaynaklanmasını içeren bir katı
hal işle tekniğidir [3]. Mekanik alaşımlama işlemi ile döküm yönteminde karşılaşılan homojenlik, ıslatılabilirlik, birbiri
içerisinde karışmama vb. problemler ortadan kaldırılabilir [1-7].
727

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışmada, Al matrisli Al 2 O 3 seramik parçacık takviyeli kompozitler mekanik alaşımlama yöntemiyle üretilmiştir.
Farklı alaşımlama sürelerinde, mikroyapı dağılımı, tane boyutundaki değişimler, yoğunluk, gözeneklilik ve sertlik
gibi özelliklerin incelenmesi amaçlanmıştır.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Matris malzemesi olarak, gaz atomizasyon yöntemi ile üretilmiş, % 99,7 saflıkta, 72,24 µm ortalama toz boyutunda
alüminyum toz kullanıldı. Takviye elemanı olarak ise 15,40 µm ortalama toz boyutunda Al 2 O 3 , seramik tozlar kullanıldı.
MA işlemi, szegvari modeli dikey bir atritör içerisinde 10/1 bilye/toz oranında, 10 mm çapında çelik bilye ve
% 1,5 yağlayıcı ilave edilerek yapıldı. MA işlemi 350 rpm hızda akan argon atmosferinde 2, 6 ve 10 saat sürelerde
uygulandı. MA sırasında ısınmayı önlemek için silindir akan soğuk su ile sürekli soğutuldu.
MA süresinin toz boyutu üzerindeki etkisini belirlemek için toz boyut analizi yapıldı. Mekanik alaşımlanan tozlar 700
MPa basınç altında Ø12 x 15 mm boyutlarında blok parçalar oluşturacak şekilde tek yönlü olarak preslendi. Blok
parçalar 600 °C sıcaklıkta akan argon atmosferinde 1 saat süreyle sinterlendi.
Sinterleme öncesi ve sonrası yoğunluk ölçümleri yapılarak gözenek değerleri belirlendi. Sinterlenen numunelerdeki
sinterleme kalitesini ve faz dağılımını görebilmek için, uygun numuneler alınarak, zımparalama, parlatma ve dağlama
işlemleri uygulandı.
Üretilen kompozitlerin mikro yapıları Optik Mikroskop ve Taramalı Elektron Mikroskobu ile incelendi. Brinell sertlik
değerleri 2,5 mm bilye ve 31,25 kgf yük uygulanarak gerçekleştirildi. Her numune için 6 sertlik ölçümü uygulanarak
ortalaması alındı.
3. DENEYSEL SONUÇLAR
3.1. Tane Boyut Analizi
Matris olarak kullanılan saf alüminyum tozların ve takviye elemanı olarak kullanılan Al 2 O 3 tozlarının SEM fotoğrafları
Resim 1’de verilmiştir. Bu resimlerden Al matris malzemesinin çoğunlukla düzensiz şekilli olduğu, ancak keskin
köşelerin olmadığı, Al 2 O 3 tozlarının da düzensiz bir geometride ve keskin köşeli oldukları görülmektedir.
Resim 1. (a) Saf Al tozunun ve (b) Al 2 O 3 tozunun SEM görüntüsü
Ortalama toz boyut analiz sonuçları Şekil 1.’de verilmiştir. MA uygulanmamış, ancak bilyesiz olarak üç eksenli
turbula cihazında homojen karışım yapılmış (TK) kompozitlere göre, 2 saat MA işlemi uygulanan numunelerde toz
boyut oranı kısmen artmaktadır. Ancak MA süresinin 6 ve 10 saate çıkmasıyla toz boyut oranı sürekli olarak küçülmektedir.
Özellikle MA süresi 10 saate çıkartılmasıyla toz boyutundaki küçülme oranı daha da fazlalaşmıştır. Bunun
sebebi artan deformasyon ve pekleşmenin sonucunda kırılma mekanizmasının etkili olmasıdır.
Benzer şekilde, Arık ve Türker MA yöntemi ile ürettikleri Fe-Fe 3 C kompozitlerde alaşımlama süresinin artmasıyla
toz boyutunda azalmalar tespit etmişlerdir [10, 11]. Geçmişte yapılan bazı çalışmalarda araştırmacılar, küçük parçaların
büyük parçalarla kaynaklaşma eğiliminde olduklarını ve MA süresinin artmasıyla tekrar tane küçülmesinin
oluştuğunu tespit etmişlerdir [12, 13].
728

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 1. MA süresine göre toz boyutu değişimi
Resim 2.’de verilen SEM fotoğrafları da MA süresinin artmasıyla tane boyutunda oluşan küçülmeyi açık bir şekilde
ifade etmektedir. Ayrıca bu resimlerde TK numunesinde herhangi bir deformasyon etkisi görülmezken, MA işlemi
uygulanan tozlarda oluşan deformasyon belirgin olarak görülmektedir
Resim 2. (a) TK, (b) 2 saat MA, (c) 6 saat MA, (d) 10 saat MA işlemi uygulanmış tozların SEM resimleri
729

3.2. Mikro Yapı Özellikleri
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Resim 3’te kompozitlere ait mikro yapı resimleri verilmiştir. Bu resimlerde görüldüğü gibi tüm numunelerin parçacık
dağılımı homojene yakındır. TK numunesinde gözeneklerin neredeyse tamamen kapandığı söylenebilir. 2 saat MA
yapılmış numunede tane sınırları neredeyse kaybolmuşken, diğer numunelerde kısmen tane sınırları belirgindir.
2 ve 6 saat süreyle MA işlemi yapılmış numunelerde tane sınırlarına yakın yerlerde kısmen küçük topaklaşmalar
mevcuttur. Tüm numuneler için çoğunlukla takviye elemanları matris içerisinde gömülmüş olmakla birlikte, kısmen
tane sınırlarında küçük birikmelerin olduğu da görülmektedir. Özellikle 10 saat MA yapılmış numunelerde gözenek
miktarlarındaki artış belirgindir.
Resim 3. Kompozitlerin Optik Mikroskop resimleri (a) TK işlemi yapılmış, (b) 2 saat, (c) 6 saat ve
(d) 10 saat MA işlemi yapılmış.
Bunun yanında 10 saat MA yapılmış numunelerde mikro yapıda görülen karartıların kirlenmeler olabileceği düşünülerek
bu numunelerin SEM ve EDS analizleri alınmıştır (Resim 4). 10 saat MA yapılmış kompozitin optik mikroskop
resimlerinde kirlenme varmış gibi görünen yüzeylerin aslında küçülmüş seramik parçacıklar ve gözeneklerden ibaret
olduğu kompozitlerden alınan SEM ve EDS analizleriyle tespit edilmiştir. Bu analizlerde kompozitin yapısında
herhangi bir reaksiyon ürünü element ya da faz oluşmadığı belirlenmiştir.
(a) SEM görüntüsü (b) Genel EDS analizi
Resim 4. 10 saat MA yapılmış Al+%10 Al 2 O 3 kompozit numuneler için SEM resmi ve EDS analizi
730

3.3. Yoğunluk ve Gözeneklilik
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Yoğunluk ve gözeneklilik değerleri Şekil 2’de verilmiştir. Beklendiği gibi tüm deneylerde sinterleme sonrası ölçülen
yoğunluk değerleri ham yoğunluk değerlerine oranla artmıştır. MA uygulanmamış, ancak bilyesiz olarak üç eksenli
turbula cihazında homojen karışım yapılmış kompozit numunelerin sinterleme öncesi ve sinterleme sonrası yoğunluk
değerleri, MA yapılmış kompozit numunelere göre daha yüksektir ve gözenek değeri de daha düşüktür. MA
süresinin artmasıyla numunelerin yoğunluk değerleri düşerken, gözenek miktarları da kısmen artmıştır. MA süresinin
artmasıyla oluşan soğuk deformasyon ve pekleşme, tane boyutunu küçülterek malzemelerin sıkıştırılabilirliğini
olumsuz etkilemiştir. Dolayısıyla bu durum, MA süresinin artmasıyla yoğunluğun düşmesine ve gözenekliliğinde
kısmen artmasına neden olmuştur. Sarıtaş ve arkadaşları’da, küçük tozların sıkıştırmaya direnç gösterdiğini ve
bundan dolayı özellikle nano boyutlu tozların sıkıştırılabilirliğinin çok zor olduğunu belirtmiştir [9].
Şekil 2. Al+%10 Al 2 O 3 blok numuneler için yoğunluk ve gözeneklilik değerler
3.4. Sertlik
Brinell sertlik değerleri Şekil 3’te verilmiştir. Beklendiği gibi saf alüminyumun sertlik değeri 28 BSD iken MA ile
numunelerin sertlik değerleri doğal olarak yükselmiştir. MA süresinin artmasıyla genel olarak tüm numunelerin sertliklerinde
bir artış olduğu görülmektedir. Bu artışın, MA sırasında yüksek deformasyonun etkisiyle oluşan tane küçülmesinden
kaynaklandığı düşünülmektedir. Benzer şekilde Arık, MA ile ürettiği kompozitlerde sertlik için en önemli
faktörlerden birinin MA süresi olduğunu belirtmiştir. Ancak, yüksek sinterleme sıcaklığının ve süresinin de sertliği
etkilediği belirtilmiştir. 10 saate kadar MA işlemlerinde 650 °C de 20 saat sinterlenen numunelerin sertlik değerinde
düzenli bir artış görülürken, 10 saat MA işleminden sonra keskin bir artış gözlemiş ve bu artışın kompozit yapısında
oluşan Al 4 C 3 varlığından kaynaklandığını belirtmiştir [10]. Ayrıca gözenekliliğin mekanik özellikleri olumsuz etkilediği
bilinmektedir. Resim 3.(c)’de görüldüğü gibi MA süresinin artmasıyla gözeneklilik bir miktar artsa da, gözeneklerin
çok küçük olması ve düzgün dağılması sebebiyle kompozitlerin mekanik özelliklerinde olumsuz bir etki oluşmamıştır.
Gözeneklerin çok küçük ve küresel şekilli olması tercih edilmektedir. Bazı seramik malzemelerde gözenek
değeri % 45’lere kadar çıksa bile, gözenekler çok küçükse tam yoğun dayanıma yakın değerler elde edilebileceğini
belirtilmiştir [9].
Şekil 3. Sertlik (BSD) ölçüm sonuçları
731

4. SONUÇLAR
•
•
•
•
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MA süresinin artmasıyla toz boyutu küçülmüştür.
Üretilen blok numunelerde homojen bir parçacık dağılımı oluşmaktadır.
MA süresinin artmasıyla yoğunluk azalırken, gözeneklilik artmaktadır.
MA süresinin artmasıyla sertlikte sürekli bir artış meydana gelmektedir.
TEŞEKKÜR
Gazi Üniversitesi BAP Birimine 07/2010-58 nolu proje kapsamında yaptığı katkılardan dolayı teşekkür ederiz.
KAYNAKLAR
1. Kaw, A.K., Mechanics of Composite Materials, Crc Press, Washington, 1997.
2. Hull, D. ve Clyne, T.W., An Introduction to Composite Materials, 2nd Edition, Cambridge University Press,
Cambridge, 1996.
3. Suryanarayana, C., “Mechanichal alloying and milling”, Progress in Materials Science, 46: 1-184 (2001).
4. Yılmaz, O. and Buytoz, S., “Abrasive wear of Al2O3 – reinforced aluminum – based MMCs”, Composites Science
and Technology, 61: 2381-2392, 2001.
5. Abenojar, J., Velasco, F. and Martinez, M. A., “Optimization of processing parameters for the Al + 10 % B4C
system obtained by mechanical alloying”, Journal of Materials Processing Technology, 18, 441-446, 2007.
6. Kennedy, A. R. and Brampton, B., “The reactive wetting and incorporation of B4C particles into molten aluminum”,
Scripta Materialia, 44, 1077-1082, 2001.
7. Toptan, F. ve Kerti, I., “B4C ile takviye edilen Alüminyum matrisli kompozitlerin döküm yöntemi ile üretimi”, 12.
Uluslar arası Metalurji-Malzeme Kongresi, 808-812, İstanbul, Kasım-2006.
8. Akın, G., Mindivan, H., Çimenoğlu, H. ve Kayalı, E. S., “Toz metalurjisi yöntemiyle üretilen Alüminyum matrisli
bor karbür takviyeli kompozitlerin aşınma davranışının incelenmesi”, 12. Uluslar arası Metalurji-Malzeme
Kongresi, 735-740, İstanbul, Kasım-2006.
9. Sarıtaş, S, Türker, M, Durlu, N,.”Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri”, Türk Toz Metalurjisi Yayınları:
05, Ankara, 2-9, 15-34, 206, 237, 379-387, 404-410, 2007.
10. Arık, H., “Production and characterization of in situ Al4C3 reinforced aluminum based composite produced by
mechanical alloying technique”, Materials and Design 25, 1-4, 2004.
11. Arık, H., Türker, M., “Production and characterization of in situ Fe-Fe C composite produced by mechanical
3
alloying”, Materials & Design, 28: 140-146 (2005).
12. Lee, W., Kwun, S. I., “The effects of process control agents on mechanical alloying mechanisms in the Ti---Al
system”, Journal of Alloys and Compounds, 240: 193-199, South Korea, (1996).
13. Lu, M.O. Lai, C.W. Ng, “Enhanced mechanical properties of an Al based metal matrix composite prepared using
mechanical alloying”, Materials Science and Engineering A252: 203–211, Singapur, (1998).
732

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MECHANICAL
PROPERTIES
www.turkishpm.org
733

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
PRODUCTION OF NI 3 AL-FE COMPOSITE AND INVESTIGATION OF
MECHANICAL PROPERTIES
1 Ayhan Erol, 1 İsmail Yıldız, 2 Ahmet Yonetken
1 Afyon Kocatepe University, Technology Faculty, 03200, Afyonkarahisar/ Turkey
2 Afyon Kocatepe University, Engineering Faculty, 03200, Afyonkarahisar/ Turkey
aerol@aku.edu.tr, iyildiz@aku.edu.tr, yonetken@aku.edu.tr
ABSTRACT
In intermetallics high resistance to creep and oxidation, high strenght, low density are desired properties. Sintering
process was used in this study by adding different amounts of Fe powder to Ni-Al powder mixture. When the properties
of the sample after sintering were examined 40% weight Fe added composition was found as the most suitable
ratio in terms of mechanical properties. Analyses were conducted metallographically on the samples after sintering,
the densities were calculated, hardness and shear strengths were determined. According to the data 40% Fe added
composition had 5,82 gr/cm 3 of density, 92,8 HB hardness values and displayed 221 MPa shear strength.
Keywords: Sintering, intermetallic, powder, composition
1. INTRODUCTION
The intermetallic compound, Ni 3 A1, has many advantages such as high melting point, low densities, high strength,
as well as good corrosion and oxidation resistance, which make it an attractive candidate for high-temperature
structural use [1-4]. Furthermore, the high strength and work hardening ability of these alloys mean that they
can perform well in a variety of wear environments [5]. Because of the potential use of nickel aluminides at high
temperatures, it is imperative to understand and study their oxidation behaviour [6]. However, low ductility, brittle
fracture and processing problems seriously handicapped its application [7]. Its indicated that high temperature alloys
should resist to corrosive affect of service atmosphere, should have enough strength in addition should protect
its microstructure at elevated temperatures and stay durable [8]. Al–Fe–Ni alloys have been employed as the basis
of the Ni-Al-Co permanent magnets because of their good magnetic properties and as high-temperature materials
due to high melting points and excellent oxidation resistance [9-11]. Due to their good magnetic properties, Ni-Al-Fe
alloys have been employed as the basis of the Alnico permanent magnets. Later on, they were improved by major
additions of Co and minor additions of Cu, Ti and traces of other elements [12,13].
Figure 1. Ni-Al-Fe ternary phase diagram [13].
734

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The purpose of this study is to obtain Ni 3 Al-Fe composite by heat threatening at 600 C. It is known that the intermetallics
obtained with addition of Fe have low density, high hardness, and high shear strength. In the light of this
information the mechanic properties of obtained Ni 3 Al-Fe will be investigated.
2. EXPERIMENTAL METHOD
In this study properties of raw materials are; the nickel is in 99.8% purity and has particle size lower than 40 µ, the
aluminum is in 99.95% purity and has particle size lower than 75 µ and Fe is in 99.9% purity and has particle size
lower than 150µ. For obtaining 11 gr rectangle sample according to the formula (Ni x Al y )(Fe) 100-(x+y) (x+y= %80, 70,
60 weight) Al and Fe as well as Ni material were mixed homogenously for 24 hours in certain proportions in order
to produce a Ni based intermetallic. For this process the raw material powders mixed in mixer has single phased
electric motor. This mixer is a mixer that circular motion.
The mixture was shaped by one axis cold hydraulic pressing in a suitable container. In shaping process the pressing
pressure was 300 bar. Pressed samples have undergone sintering for 2 hours at 600 °C in a tube oven within
Argon gas atmosphere. They were left to free cooling after sintering, their hardness, density and shear strengths
were measured. Also XRD and SEM were applied to samples after sintering.
The XRD analyses carried out in Shimadzu XRD-6000 the radiation chosen is Cu k-alfa the scan range is 2 teta and
scanning rate is 2degree/minute. The SEM microanalyses performed in Leo 1430 VP secondary electron detector
and the W used as filament of electron gun.
3. EMPIRIC RESULTS
3.1. Density: The densities of the samples obtained after sintering were calculated by using (d=m/V) calculation
formula (Figure 2). Here m is the mass of sintered sample; v is the volume of sintered sample, calculated geometrically.
When Figure 2 is examined highest density is in 40% Fe added mixture as 5.82 gr/cm 3 and the lowest density
has 5.57 gr/cm 3 values in 20% Fe added mixture.
Figure 2. Density graphic of Ni 3 Al-Fe composite materials
3.2. Hardness: Hardness values of samples which were obtained in connection with sintering effect were measured
as Brinell (Figure 3). In Brinell hardness measurement method 10 mm spherical ball tip used. The approximate data
has taken that performed any 3 places on rectangle sample. The reason is obtaining the exact hardness data.
When Figure 3 is examined while the highest hardness was obtained in 40% Fe added mixture as 92.8 HB, the
lowest hardness was obtained in 20% Fe added mixture as 86.2 HB.
735

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 3. Hardness graphic of Ni 3 Al-Fe composite materials
3.3. Volumetric Change: The volumetric changes of Ni 3 Al-Fe composite material after sintering were calculated by
using (d=m/V) calculation formula (Figure 4). The volume of pre-sintered and post-sintered samples was measured
with Archimedes principle that volume changing in liquid.
Figure 4. Volumetric change graphic of Ni 3 Al-Fe composite materials
When Figure 4 is examined it can be seen that decreases in volumetric changes of composite materials occur
inversely proportional to increases in density values when compared to pre-sintering.
While the highest volumetric change was obtained in 40% Fe added mixture with 1.75 cm 3 , the lowest volumetric
change was 2.06 cm 3 in 20% Fe added mixture. The increasing in density is changing diametrically with decreasing
in volume change. This situation shows that the desired sintering occurred.
3.4 Shear Strength: Shear strength values (Figure 5) for the samples obtained after sintering were measured by
Shimadzu AG-IS 100KN device. Shear strength performed via connecting shear apparatus to jaw of tensile testing
device and the rectangle samples placed in this apparatus and testing performed.
736

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 5. Shear strength graphic of Ni 3 Al-Co composite materials
While the highest shear strength value was obtained as 221 MPa in 40% Fe added mixture, the lowest shear
strength value was 133 MPa in 20% Fe added mixture.
3.5 Xrd Analysis: After sintering, XRD analysis was performed upon the samples (Figure 6 and Figure 7). When
the analysis results were examined, the highest peak value was observed in Ni 3 Fe phase among the sintered composite
materials. Following this phase, FeAl phase has the second highest peak value. It is anticipated that Ni 3 AlFe
peak value indicates the reaction of Ni with Al within the composite material.
Figure 6. XRD graphic of Ni-Al-20% Fe composite material
The XRD analysis result of 40% Fe added mixture is seen in Figure 7. As it is seen in the Figure as well, Ni 3 Fe
phase has the highest peak value. It is anticipated that this case indicates that Ni element may be formed within
the composite material.
Figure 7. XRD graphic of Ni-Al-40% Fe composite material
When Figure 6 and 7 are examined it is seen that intermetallic phase formed in Ni 3 Al-Fe composition after sintering
is Ni 3 Al, Ni 3 AlFe, Ni 3 Fe, NiAl, FeAl, Ni, FeNi.
737

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.6 Sem Analysis: SEM analysis of the composite materials obtained depending upon sintering effect was performed
(Figure 8). When SEM images were examined, it is observed that more homogenous and less porous
structure 20, 30 and 40% Fe added materials. The reason of obtaining less-porous structure is more sintering. It is
thought that this situation indicates that Fe material in the composite material could increase the sintering temperature
by reacting with other materials.
Figure 8. SEM images of Ni 3 Al-Fe composite materials, a) SEM image of Ni-Al-20% Fe added composite
material, b) SEM image of Ni-Al-30% Fe added composite material, c) SEM image of Ni-Al-40% Fe added
composite material
4. RESULTS AND DISCUSSION
The following results were obtained from the experimental findings;
3 • The highest density value was calculated in 40% Fe added composite material as 5.82gr/cm (Figure 2).
• The highest hardness value was measured as 92.8 HB hardness in 40% Fe added composite material among
the sintered composite materials.
• The highest shear strength was measured in 40% Fe added composite material as 221MPa.
• When SEM analysis were examined, it was seen that 20, 30 and 40% Fe added composite material has a more
spaceless and homogenous structure.
• While the flow charted followed in empiric studies is similar to the one used by Yonetken et al. in their studies,
there are some differences in the values [14].
• Decreasing in volume change is changing diametrically with the increasing in density, by the way the desired
sintering quality occurred.
5. ACKNOWLEDGEMENT:
It was supported by Afyon Kocatepe University SRPC Project no 10.TEF.01. We would like to thank to Scientific
Research Project Commission for their support.
REFERENCES
[1] Morsi, K., “Review: Reaction synthesis processing of Ni–Al intermetallic materials”, Mater Sci Eng A; vol. 299,
pp.1–15, 2001.
[2] Sikka, V. K., Deevi, S. C., Viswanathan, S., Swindeman, R. W., Santella, M. L., “Advances in processing of
Ni 3 Al-based intermetallics and applications”, Intermetallics, vol.8, pp. 1329–37, 2000.
738

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
[3] Li, S., Feng, D., Luo, H., “Microstructure and abrasive wear performance of chromium carbide reinforced Ni 3 Al
matrix composite coating”, Surface & Coatings Technology, vol. 201, pp. 4542–4546, 2007.
[4] Peng, L. M., “Fabrication and mechanical properties of microalloyed and ceramic particulate reinforced NiAlbased
alloys”, Journal of Alloys and Compounds, vol. 440, pp. 150–153, 2007.
[5] Li, S. P., Luo, H. L., Feng, D., Cao, X., Zhang, X. E., “Abrasive Performance of Chromium Carbide Reinforced
Ni 3 Al Matrix Composite Cladding”, Journal of Iron and Steel Research, vol. 16(5), pp. 87-91, 2009.
[6] Moussa, S. O., Morsi, K., “High-temperature oxidation of reactively processed nickel aluminide intermetallics”,
Journal of Alloys and Compounds, vol. 426, pp. 136–143, 2006.
[7] Deevi, S. C., Sikka, V. K., “Nickel and iron aluminides: an overview on properties, processing, and applications”,
Intermetallics, vol. 4, pp. 357–75, 1996.
[8] Akdoğan, A., “Superalloys”, Access: www.yildiz.edu.tr/~akdogan/lessons/malzeme2/Super_Alasimlar.pdf.,
2010.
[9] Zhang, L., Du, Y., Xu, H. etc., “Phase equilibria of the Al–Fe–Ni system at 850 °C and 627 °C, Journal of Alloys
and Compounds, vol. 454, pp. 129-135, 2008.
[10] Marcon, G., Lay, S., Ann. Chim. Sci. Mater. vol. 25, pp. 21–40, 2000.
[11] Bitterlich, H., Loeser, W., Schultz, L., J. Phase. Equilib. vol. 23, pp. 301–304, 2002.
[12] Eleno, L., Frisk, K., Schneider, A., “Assessment of the Fe-Ni-Al system”, Intermetallics, vol. 14, pp. 1276-
1290, 2006.
[13] Raghavan, V., “Al-Fe-Ni (Aluminum-Iron-Nickel)”, Section II: Phase Diagram Evaluations, vol. 29, pp. 180-
184, 2008.
[14] Yonetken, A., Erol, A., Talas, S., “Microwave Sintering of Electroless Ni Plated SiC Powders”, Material Science
and Engineering Conference, 1-4 September 2008, Nunberg, Germany.
739

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
TOZ METALURjİSİ İLE ÜRETİLEN Fe-26Al ve Fe-50Al TOZ
KARIŞIMLARININ ISIL İŞLEM SONRASI MİKROYAPI VE MEKANİK
ÖZELLİKLERİNİN ARAŞTIRILMASI
Mehmet ÇAKMAKKAYA * ve Şükrü TALAŞ **
* AKÜ, Teknoloji Fakültesi, Otomotiv Mühendisliği Bölümü, 03030, Afyonkarahisar, cakmakkaya@aku.edu.tr
** AKÜ, Teknoloji Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 03030, Afyonkarahisar, stalas@aku.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada, Fe, Al tozları atomik % oranlarda Fe-26Al ve Fe-50Al kompozisyonları oluşturularak tek eksenli presle
preslenmiştir. Numuneler 550, 600, 650, 700, 750, 800 ° C’ de mikrodalga fırında argon gazı atmosferlerinde 0,5, 1
ve 1,5 saat sürede sinterlenmiştir. Sinterleme işleminden sonra konvansiyonel fırın kullanılarak atmosfer şartlarında
450 0C’de 5,10, 15, 30 saat süreyle ısıl işlem uygulanmıştır. Yapılan ısıl işlem kesme mukavemet değerini artırırken
artan ısıl işlem süresine bağlı olarak kesme mukavemetinde azalma olduğu görülmüştür. Bununla birlikte artan
alüminyum oranı da kesme mukavemetini aşağı çekmektedir. En yüksek kesme mukavemet değeri 5 saat ısıl işlem
yapılan numunelerde ölçülmüştür. Sinterleme sıcaklığının 650 ° C’ nin üzerinde seçilmesi durumunda numunelerde
hacimsel genleşme gözlenmiştir. SEM sonuçlarına göre; matris fazı Al oluşturmakta ve Fe,Ti tozlarının sinterlenmiş
olarak dağılımı görülmüştür. Sinterlenmiş numunelerin XRD sonuçlarında FeTi, AlTi, Ti3Al, Fe3Al, FeAl intermetalik
bileşiklere rastlanmıştır.
Anahtar Kelimeler: Toz Metalurjisi, Sinterleme, Mekanik Özellikler.
PRODUCED BY POWDER METALLURGY POWDER MIXTURES Fe-26Al and
Fe-50Al MICROSTRUCTURE AFTER HEAT TREATMENT AND MECHANICAL
PROPERTIES OF INVESTIGATION
ABSTRACT
In this study, Fe, Al powders atomic% Fe-26Al and Fe-50Al composition rates by creating pressed under uniaxial
presses. Samples 550, 600, 650, 700, 750, 800 ° C in a microwave oven atmosphere of argon gas, 0.5, 1 and 1.5
hours, sintered time. After sintering, atmospheric conditions using a conventional oven 5, 10, 15, and 30 hour 450 ° C
heat treatment were applied. Increasing the heat treatment increased the shear strength shear strength, depending
on the duration of heat treatment were reduced. However, the increasing rate of shear strength of aluminum draws
down. The highest shear strength value of the samples were measured 5 h heat treatment. Sintering temperatures
at around 650 ° C, if you select on the volumetric expansion observed in the samples. According to the results of
SEM, the matrix phase of the Al and Fe to create, as the distribution of Ti powders were sintered. XRD results of
samples sintered Fe 3 Al, FeAl Intermetallics compounds were found
Keywords: Powder Metallurgy, Sintering, Mechanical Properties
1.Giriş
Toz metalürjisi parçacık boyutu 0,1 ila 200 µm aralığında değişen metal esaslı tozları parçaların şekil ve boyutlarına
uygun olarak presleyip, (0.75–0.86)T m sıcaklığında vakum veya koruyucu gaz atmosferinde sinterleyerek tipik
740

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
mühendislik parçacıklarından (metaller, seramikler ve plastikler) son şekle yakın parça imal etme yöntemidir[1, 2].
Toz metalürjisi metal, seramik tozlarının üretimi ve bu tozların mekanik ve termik etkilerle birleştirilerek kullanışlı
mühendislik parçalara dönüştürülmesini amaçlayan bir imalat sürecidir[3]. Üretilen parçalarda son işlemden sonra
%10–30 arasında gözenek mevcutsa gözenekli, %1–3 arasında gözenek varsa bu ürüne kompakt malzeme denilir[4,
5]. Karışım tozları oluşturmak için parçacıklar homojen bir şekilde karıştırma, toz tanelerinin birbiriyle bağ
oluşturmaları için kalıpta presleme ve atmosfer kontrollü sinterleme işlemi basamaklarını içerir[6]. Sıkıştırılmış toz
parçalar arasındaki bağ, yapışma, mekanik kilitleme ve benzeri türden zayıf bağlar olup kristal kafes içerisindeki
bağ dayanımına göre çok zayıftır. Sıkıştırılmış tozlar bir birleriyle temas etseler bile bir birlerinden bağımsıdırlar.
Sinterlemede sıcaklığın etkisi ile bu tozlar arasındaki temas noktaları artırılmakta, atom ve iyonlar arasında bir bağ
oluşturulmaktadır. Tek bileşenli sistemlerde sinterleme tamamen katı fazda gerçekleşir. Çok bileşenli sistemlerde
sinterleme işlemi sıkıştırılmış parçanın katı formunu (iskeletini) koruyacak şekilde katı veya sıvı fazda gerçekleşir[7].
Gerçekte sinterleme işlemi de bir sıcak basınç kaynağı işlemi olup, tozların birbirleriyle birleşmesi difüzyon
mekanizmasıyla olmaktadır. Toz metalürjisi, ana imalat yöntemleri olan döküm, plastik şekil verme, talaşlı imalat
ve kaynaklı imalata (ergitme kaynağı) göre daha farklı bir imalat yöntemidir ve bu yöntemin kendine has özellikleri
vardır. Bunlar, üretimi zor olan alaşımların daha kolay üretilebilmesi, karmaşık şekilli parçaların imalatının kolaylığı,
yoğunluk kontrolünün yapılabilmesi ve ekonomiklik gibi özelliklerdir. Toz metalürjisi genelde kalite ve maliyet açısından
diğer yöntemlerle üretilemeyen parçaların imalatında yaygın olarak kullanılır[8]. Toz metalürjisi ile elde edilmesi
düşünülen bir parçanın malzemesi ve elde edilecek parça, kalite ve maliyet açısından diğer yöntemlerdekilerle
karşılaştırılmalı ve elde edilen sonuca göre toz metalürjisinin uygulanıp, uygulanmamasına karar verilmelidir. Toz
metalürjisi teknolojisi, makine ve elemanlarının yapımında istifade edilen önceki teknolojilerden farklıdır. En önemli
farklılığı, istenilen özellik ve şekle sahip ürünlerin elde edilmesine imkân vermesidir. Kaliteli ve karmaşık parçaların
ekonomik olarak üretilebilmesi toz metalurjisini daha da cazip kılmaktadır[9, 10]. Toz metalurjisi malzemeleri içerisinde
demir esaslı toz metal malzemeler önemli bir yere sahiptirler. Bu malzemelerin çeşidini arttırmak ve uygulama
alanını genişletmek için çeşitli yöntemler vardır. Bu yöntemlerden en önemlisi çeşitli alaşım elementlerinin ilavesi
ile malzemelerin alaşımlandırılmasıdır[11, 12]. Daha karmaşık şekillere ve özelliklere sahip olan parçaların üretimi,
toz metalürjisinin presleme, pişirme (sinterleme) ve ısıl işlem operasyonlarından başka ek işlemlerin yapılmasını
zorunlu kılar. Bu parçaların malzemelerinin fiziksel, mekanik ve diğer özelliklerinin iyileştirilmesi için malzeme yoğunluğunun
uygun şekilde ayarlanması, yeterli alaşımlamanın ve ısıl işlemin yapılması gereklidir. Bununla birlikte,
ergime sıcaklığı düşük olan metaller sayesinde üretilecek parçaların gözeneklerinin yeterli derecede doldurulması
da sağlanmalıdır. Karmaşık şekle sahip bir ürünün elde edilmesi, bazen büyük boyutlardaki hammaddeden diğer
imalat yöntemleri kullanılarak, bazen de toz metalürjisi yöntemi kullanılarak yapılır. Toz metalürjisi yönteminde
presleme, pişirme (sinterleme) ve az sayıda talaşlı imalat gerekebilir. Parçanın bütün olarak hazırlanması gerekli
zamanı arttırmakta, daha büyük boyutlu preslere ve pres kalıplarına ihtiyaç gerektirmekte ve bunların yanında bir
çok teknik ve ekonomik zorluklara neden olmaktadır[13]. Günümüzün vazgeçilmez bir parçası olan TM ürünleri
hayatımızın birçok yerinde karşımıza çıkmaktadır.
TM teknolojisi yöntemiyle mühendislik malzemelerinin kullanım süresini artırmak, maliyetini düşürmek ve mukavemetlerini
artırmak için birçok çalışma yapılmaktadır[1](German 2007). Toz metalürjisi prosesleri kullanılarak üretilen
tüm yapısal parçalarda %100 teo rik yoğunluklara erişilmek istenir. İstenilen bu değerlere ulaşmak başlangıç toz
özellik lerine, kullanılan proses parametrelerine ve en çok da kullanılan sinterleme koşullarına bağlıdır. Tüm koşullar
ne kadar ideal olursa olsun uygun seçilmeyen sinterleme para metreleri düşük teorik yoğunluklu parçalar sunar.
Yüksek teorik yoğunluklu parçaların elde edilmesinde en çok kullanılan sinterleme tekniği sıvı faz sinterleme tekniğidir.
Bu teknikte yüksek teorik yoğunluklu ve buna bağlı olarak üstün mühendislik özelliklere ulaşan parçalar elde
edilebilir. Başlangıç tozları içerisine katılan düşük miktardaki ilave ler, sinterleme esnasında yapı içerisinde sıvı faz
oluşturarak sinterleme mekanizmasını hızlandırırlar. Oluşan sıvı faz yapıyı daha sıkı hale getirerek yoğunluk değerlerinin
art masına sebep olur. Yapı içerisinde oluşan sıvı faz sadece yoğunluk değerlerini arttırmaz aynı zamanda
sıvı fazın karakteristiğine bağlı olarak parçanın mühendislik özelliklerini değiştirir[14]. Hui-Zhen Kang ve arkadaşları
Fe – Al toz karışımlarının tepkisel davranışlarını araştırmışlardır. Sinterleme işleminde toz bileşenleri güçlenir ve
daha mukavemetli yapılar oluşur. Fakat şişme problemi serbest katılaşabilen demir alüminyum tozlarında görülür.
%29 Fe içeren Fe 3 Al intermetaliğinde serbest boşluklar katılaşırken Fe 2 Al 5 bileşiğindeki gibi katılaşır. %71 demir içeren
Fe 2 Al 5 düşük sıcaklıkta katılaşması sırasında gözenekli mikro yapılarda artış olur. Çünkü bu sıcaklıkta FeAl’un
ekzotermik reaksiyonun sonucu hızlı ve şiddetli ısıveren bir yapıda olmasından kaynaklanmaktadır[15]. Demir alüminat
ailesini içeren stratejik elementlerin dönüşümü sağlanmış ve malzemelerin maliyeti ve sıcaklık uygulamaları
araştırılmış, dikkatli bir şekilde gelişen yapısal malzemelerin ucuz olduğu bir sınıf oluşturulmuştur. Çalışmalarda
600 ° C sıcaklıklarda çelikten daha hafif ve daha mukavetli, bununla beraber çevresel korozyondan korunabilen
oksidasyon direnci yüksek yapı malzemesi üretilmiştir. Bu yüzden Fe 3 Al alaşımları termal uygulamalarda kullanılabilen
potansiyel bir malzemedir[16]. Maziasz, McKaamey ve arkadaşları FeAl komposizyonların B2 – D0 3 yapısal
dönüşümlerdeki etkiyi araştırmışlar. Bu çalışmalarında Fe-28Al aşlımı 530–670 ° C sıcaklıkta B2 – D0 3 ’e dönüşüm
sağladığı belirlenmiştir. İntermetalik tozların demir alüminyum kısmını Godlewska ve arkadaşları çalışmıştır. Burada
demir – alüminyum malzemeleri %40 alüminyum içeren metal tozları, 25 – 40 µm tane boyutuna sahip tozların
belirli oralarda karışımları sağlanarak mekanik alaşımlama çalışılmıştır. Fe –Al toz karışımları alüminyumun ergime
sıcaklığına yakın 660 ° C’ de argon ve hidrojen karışım gazı atmosferinde sinterlenmiş, böylelikle oda sıcaklığında
dayanıklı ve sünek intermetalik malzeme üretilmiştir[17].
741

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Sinterleme malzemelerin performanslarını artırmak için termal enerji kullanılarak yapılan bir işlemdir. Şekil 1’de
malzeme bilimcilerinin malzeme üzerimde uğraştığı dört temel görülmektedir. Bu temel prensipleri istenilen yönde
değiştirmek için kullanılan yöntemlerden birisi de sinterleme işlemidir. Sinterleme işleminde takip edilen genel aşamalar
şekil 2’de verilmiştir.
Şekil 1. Malzeme bilimi ve mühendisliğin dört temel esası
Şekil 2. Üretim yönteminde sinterleme bölümlerinin basamakları.
Sinterleme, birbirine temas eden parçacıkların yüksek sıcaklıklarda birbirine bağlanmasını sağlar. Bu bağlanma,
ergime sıcaklığının altında katı halde atom hareketleriyle oluşabilir. Fakat pek çok durumda, sıvı faz oluşumu ile
birlikte gerçekleşir[1]. Sinterleme, toz halindeki malzemenin erime sıcaklığı altındaki bir sıcaklığa belli bir süre maruz
bırakılarak tozların birbirlerine değdikleri noktalardan başlayarak kaynaşmasına denir. Başka bir ifadeyle teknik
terminolojide sinterleme terimi, metalik veya metalik olmayan anorganik tozlardan oluşan katı ürünlerin ergime
sıcaklıklarının ½ veya ¾’üne kadar ısıtılmaları anlamına gelmektedir. Bu işlem esnasında taneler farklı difüzyon
mekanizmaları ile bir araya gelirler. Zamanla yapı içindeki boşluklar kapanır ve bu nedenle parçada çekmeler oluşur.
Sonuçta yoğun bir yapı elde edilir[18]. Sinterleme, yüksek sıcaklıkta atomların yayınımı ve küçük parçacıkların
yüzey enerjisinin azalmasıyla gerçekleşir. Kristal yapılı katılarda, hemen hemen bütün parçacık temas noktaları sınırları
enerjisine sahip olan tane sınırlarını oluşturur. Sinterleme esas olarak itici güçler, mekanizmalar ve aşamalar
açısından incelenir:
• Sinterlemenin itici güçleri bağlanmaya neden olan mikroskobik eğrilikleri tanımlar.
• Sinterleme mekanizmaları itici güçlere tepki olarak oluşan atom hareketlerinin yolunu tanımlar.
• Sinterleme aşamaları atom hareketleri sonucu oluşan geometrik gelişimi tanımlar. Bu aşamalar da diğer taraftan
itici güçleri değiştirir.
•
İtici güçler veya sinterleme gerilmeleri mikroyapıdaki eğriliklerden kaynaklanır. Sinterleme mekanizmaları genellikle
yüzey, tane sınırı veya kristal kafesinde oluşan yayınım işlemleridir. Sinterleme aşamaları etkin itici gücün ve kinetiğin
açıklanmasına yardımcı olur ve işlemin matematik modellenmesinde kullanılır[1]. Tüm toz metal ve seramik
parçalar mukavemet kazandırmak amacıyla yüksek sıcaklıklarda sinterlemeye tabi tutulurlar. Sinterleme ile preslenmiş
toz parçalarda yoğunluk artışına neden olan boyutsal (veya hacimsel) küçülme meydana gelir. Sıkıştırılmış
toz parçalar arasındaki bağlantı yapışma, mekanik kilitleme ve benzeri türden zayıf bağlar olup kristal kafes içerisindeki
bağ dayanımına kıyasla çok zayıf kalmaktadır. Sıkıştırılmış toz yapılar içerindeki partiküller bir biri ile temas
742

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ediyor olsa da her bir partikül diğerinden bağımsızdır. Sinterleme ile partikül temas noktaları artmakta ve atomlar
ve iyonlar arasında fiziksel bir bağ oluşmaktadır. Bu türden bağ oluşumu kristal kafes sistemi içerisindeki yüksek
dayanımlı atomsal bağlanma ile benzeştir. Tek fazlı sistemlerde (saf toz kullanımında) sinterleme tamamen katı
fazda gerçekleşir. Çok fazlı sistemlerde (birden fazla türde toz bir arada kullanılması durumunda veya toz içerisinde
bulunan safsızlıklar) sinterleme işlemi sıkıştırılmış parçanın katı formunu (iskeletini) koruyacak şekilde sıvı fazda
gerçekleşebilir. Bu durum özellikle çok ince taneli tozlarda daha fazla görülür[7]. Katı durum sinterlemesi, kompakt
hale getirilen tozların bütünlüğünü bozmayan sıcaklıkta katı bir durumda meydana gelir, sıvı faz sinterlemesi, kompakt
tozları sıvı faz sıcaklığına geçiş durumunda yapılan sinterlemedir. Bu iki olay şekil 3’de gösterilmektedir[19].
3. Fe26AL BİLEŞİĞİN XRD ANALİZLERİ
Şekil 3. Sinterleme türleri [19].
Deneysel çalışmalar sonucunda oluşan mikroyapıların XRD analizleri yapılmıştır. Bu çalışmada seçilen 1 saatlik
sinterleme süresine daha çok önem verilmiştir ve diğer mikrodalga süreleri için yapılan XRD kırınım desenleri için
sınırlı XRD ve hesaplama yapılmıştır. Bu analizlerde farklı sinterleme sıcaklık değerleri, sinterleme süresi ve toz
bileşimlerine göre oluşturulan numunelerin sonuçları değerlendirilmiştir. XRD pikleri aşağıda Şekil 4’ de verilen tipik
XRD deseninde gösterilmiştir. Burada f ana pikleri temsil etmektedir ve diğer pikler ise alaşımda görülen süperlatis
pikleridir.
Fe26Al kompakt numunelerin 550 ° C 1, mikrodalga fırın Argon atmosferinde sinterleme işlemlerinden sonra 450
° C tüp fırın argon atmosferinde 5, 10, 15, ve 30 saat sürelerde ısıl işlem yapılarak oluşan yapıların XRD analizleri
görülmektedir(şekil 5). Çalışmalarda tek eksenli presleme yapılarak sinterlenmiş numunelerin XRD sonuçlarında
D0 3, B2, FeAl, Fe(110), Fe(200), Al(200), Al(220) fazları tespit edilmiştir. Aynı şekilde Robin ve arkadaşları bu fazları
sıcak presleme reaksiyonlarında da elde edilmiştir[20]. Kırınım deseninde verilen kutucuklarda sadece DO 3 (Fe 3 Al)
ve B2 (FeAl) alaşımlarında görülen pik pozisyonları verilmiştir(şekil 4). Pik düzlemleri bilinmeyen durumlarda hesaplanabilirken
genellikle XRD kırınım veri tabanından piklere karşılık gelen değerler bulunabilir.
Sıkıştırılan tozların yapılan ısıl işlemleri sonucu elde edilen XRD kırınım desenlerinde sinterleme sırasında ortaya
çıkabilecek DO3 ve veya B2 fazlarının tespit edilmesi, DO3 fazı için, kırınım desenlerinde uzun mesafeli
düzen(UMD) yapısı aşağıdaki formülle ifade edilebilir:
S D03 = √(I 111 /I 220 ) obs / (I 111 /I 220 ) calc and S B2 = √ (I 200 /I 220 ) obs /(I 200 /I 220 ) calc 3. 1
S, UMD parametresi, I obs ve I cal ise normalize edilmiş sırasıyla ölçülen ve hesaplanmış pik şiddetleridir. (111) DO3
süperlatis ve (220) DO3 ana piklerine ait şiddetlerin hesaplanması I hkl = |F| 2 m hkl Lp(θ), formülü ile gerçekleştirilmiştir.
Burada, F is yapı faktörü ve m hkl ise ilgilenilen düzleme ait pikin çarpım faktörüdür ve son olarak Lp is Lorentz
polarizasyon faktörü olarak bilinmektedir. Bu hesaplamalardaki sıcaklık faktörü deney yapılan (XRD) sıcaklığın
bütün deney numuneleri için aynı olması nedeniyle dikkate alınmamıştır. UMD sonuçları Fe ve Al elementleri için
Sinterlenmemiş ve 0,5, 1 ve 1,5 saat değişik sürelerde sinterlenmiş numuneler için hesaplanmıştır. Örneğin Fe ve
Al için atomik fraksiyonlar X Fe ve X Al (X Ti ) olarak ifade edilsin ve dolayısıyla bu terimlerin toplamı sistemdeki toplam
fraksiyon oranını yanı 1’ i verecektir. Yani, X Fe +X Al +X Ti +X Cu =1. Tam olarak UMD yapısına sahip olan Fe 3 Al sisteminde,
kristal yapısı dört ana süperlatise ayrılabilir: a, b, c ve d; ayrıca bu süperlatislerin toplam fraksiyonları ise
Ya+Yb+Yc+Yd=1. c ve d süperlatisleri sekiz Fe atomları tarafından tamamen doldurulur ve b süperlatisi ise dört Fe
atomu tarafından kısmen doldurulur geri kalan d süperlatisi ise Al tarafından doldurulur. Dolayısıyla, süperlatis pik
yansıması için b süperlatisi yapı faktörlerinin hesaplanmasında önemli bir kıstas olacaktır. Çünkü bu süperlatiste Al
ve Fe tarafından paylaşılmaktadır.
743

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fe 3 Al latisinde, yani, b süperlatisinde ortalama yapı faktörleri D0 3 ve B2 süperyapıları için sırasıyla F DO3 = 4(f a -f b) ve
F B2 = 4(2f c -f b -f a ) olarak verilir ve ayrıca ortala sapma faktörleri ise f b = (qf Fe -zf Al ) ile temsil edilir. Burada q ve z (0 veya
1 arasında bir sayı ile ifade edilebilen molar fraksiyonlara göre düzeltilmiş yer işgal çarpım fraksiyonudur (örneğin
b süperlatisindeki durumda q 0,5 ve Al da 0,5 ile ifade edilir)ve f a f b ve f c ise her bir pik düzlemine ait hesaplanan
sapma faktörleridir. Bu formüllerle UMD faktörleri hesaplanmaktadır(çizelge 1). Bu çalışmada (111)/(400) piklerinin
oranı DO3(Fe 3 Al fazının) kristal yapısının ve (200)/(400) oranı ise B2 (FeAl) fazının kristal yapısının düzen oranlarını
vermektedir. (200)/(400) oranı paylaşılan latiste Fe/Al oranı 0,5 olduğu için, en yüksek B2 düzen oranı 0,5
olacaktır buna karşın DO3 kristal yapısının ise 1 olabilir[21]
Bu bilgiler ışığında aşağıda Çizelge 1 verilen UMD sonuçları değerlendirildiğinde sinterleme sürelerinde 1 saatlik
bir sinterlemenin yeterli olduğu görülmektedir ancak en iyi sinterleme performansı UMD değerleri dikkate alındığında
2 saatlik bir sinterlemenin verdiğini görmekteyiz. Ancak 2 saatlik bir sinterleme fizibil olmamaktadır ve maliyeti
artırmaktadır. İlave olarak ısıl işlemler dikkate alındığında ise istisnasız olarak 5 saatlik bir ısıl işlemin yeterli olduğu
görülmektedir.
Çizelge 1 Fe-26Al karışımı için değişik sinterleme zamanı ve takip eden ısıl işlem süreleri için UMD değerleri
1/2 saatlik Mikrodalga Sinterleme 1,5 saatlik Mikrodalga Sinterleme
Sinter. Sür.(Saat) DO 3 B2 Sinter. Sür.(Saat) DO 3 B2
0 0 0 0 0 0
0,5 0,01 0,03 1 0,06 0,14
30 0,01 0,07 5 0,08 0,19
744
10 0,01 0,01
1 saatlik Mikrodalga Sinterleme 15 0,01 0,01
Sinter. Sür.(Saat) DO 3 B2 30 0,01 0,02
0 0 0
1 0,01 0,09 2 saatlik Mikrodalga sinterleme
5 0,01 0,11 Sinter. Sür.(Saat) DO 3 B2
10 0,01 0,06 2 0,06 0,14
15 0,03 0,08 5 0,24 0,32
30 0,04 0,11 10 0,09 0,04
Artan ısıl işlem süreleri ile beraber kısmen Fe 3 Al fazında artış oluşturmaktadır ancak genel olarak sonuçlara çok
fazla bir etkisi olmamaktadır. Isıl işlemle belirlenen UMD değerlerinde değişim için değişik mekanizmalar önerilebilir.
Sinterleme ardından yapılan ısıl işlemler 450 ° C de yapıldığı için daha çok DO3 yapısını güçlendirilmesi amaçlanmaktadır
ancak ilk sinterleme sıcaklığı ise B2 yapısının baskın olduğu 550 ° C yapılmıştır. Genel olarak B2 kristal
yapısının daha fazla bulunması aslında fiziksel olarak Fe ve Al arayüzeylerinin daha fazla temas halinde olmasından
kaynaklanmaktadır[22].
Dybkov’a göre Fe ve Al ‘un reaksiyonu sonucu ilk oluşacak fazın Al ve Fe’in faz diyagramından anlaşılacağı gibi
doyum limitlerine yakın olan Fe 2 Al 5 bileşiği ile başlayacağını ve artan süre ile beraber Fe3Al ve daha sonra ise FeAl
ikili bileşiğe dönüşeceği belirtilmektedir. Bununla birlikte Jozwiak ve ark ise yaptıkları DSC(Differential Scanning Calorimetry)
çalışmalarında ise sıralamanın FeAl 3 → Fe 2 Al 5 → FeAl 2 → FeAl şeklinde oluştuğunu göstermişlerdir[23].
Ancak bu çalışmada Fe 2 Al 5 bileşiğine ait herhangi bir pik tespit edilememiştir buna karşın Fe3Al faza ait piklerin az
olması Dybkov’un önerdiği mekanizmanın bu durumda sıcaklığa aşırı bağımlı olduğunu önermektedir. Gerçekten
Dybkov deneylerini oldukça yüksek sıcaklıklarda (700 ° C ve üzeri) sıcaklıklarda yaptığı için bu çalışmada yapılan
deneylerin sonuçları için önerilebilecek uygun bir mekanizma olmadığı görülmektedir.
Buna karşın, Turmezey elektron mikroskopi çalışmalarında FeAl ve Fe 3 Al bileşiklerinin aynı anda bulunabileceğini
tespit etmiş ve soğuma hızına bağlı olarak Fe 3 Al fazının daha az bir büyüme hızına sahip olduğu için FeAl oluşumunun
daha çok sistem tarafından tercih edildiğini ispatlamıştır[24].

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 4. Tipik Fe26Al alaşımında görülen ana ve süperlatis pikleri
Şekil 5. 550 ° C’de 1 saat Ön Sinterleme yapılmış ve 5, 10, 15 ve 30 saat ısıl işlem uygulanmış numunelerin
XRD analizleri verilmiştir
4. Fe26Al ve Fe50Al İNTERMETALİKLERİN KESME MUKAVEMETİ
Önsinterleme üzerine yapılan bütün ısıl işlemler sinter dayanımını artırma yönünde çalışmıştır ancak sinter süresi
arttıkça dayanım değerlerindeki düşüş oldukça bariz olarak karşımıza çıkmaktadır. Artan sinter süresi, toz boyut
dağılımını ve temas yüzey oranını değiştirecektir ve genel olarak dayanımdaki düşme ise reaksiyon ürünlerinin
çeşitliliğine bağlanmaktadır[25, 26].
Gerçekten de, en iyi sonuçlar XRD kırınım deseni ile elde edilen sonuçlarda 1 saat önsinterleme ile elde edilmiş ve
diğer sürelerin etkisinin çok az olduğu gözlemlenmiştir. Çizelge 1’de verilen değerler dikkate alınırsa B2 piklerinde
meydana gelen değişimin aslında FeAl fazının artması ile sonuçlandığı ve dolayısıyla daha kırılgan bir faz olan
FeAl’un genel dayanımı artan ısıl işlem sıcaklığı ile düşürdüğü önerilebilir.
Şekil 9, 10’da Fe26Al ve şekil 11’de ise Fe50Al numuneler 550 ° C’de 1saat Mikrodalga sinterleme yapıldıktan
sonra aynı numunelere mikroyapıda intermetalik oranlarındaki ve mekanik özelliklerinde oluşabilecek değişimin
araştırılması amacıyla 450 ° C’ de 5-10-15 ve 30saat ısıl işlem uygulanmıştır. Sinterleme işleminde sinterleme süresinin
kesme mukavemetine etkisinin fazla olmadığı ölçülmüştür. Fakat ısıl işlem süresindeki artışlarda kesme
mukavemetinde azalma olduğu belirlenmiştir. En yüksek kesme mukavemet değeri 1saat ön sinterleme ve 5 saat
ısıl işlem görmüş Fe26Al oranına sahip numunelerde ölçülmüştür. Toz karışımda Alüminyum oranı arttıkça kesme
mukavemet değerlerinde belirgin azalma oluşmaktadır(Şekil 5).
745

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6. 550 ° C’de Ön Sinterleme Sonrası Isıl İşlem Süresine Bağlı Fe26Al Kesme Mukavemeti
Şekil 7. 550 ° C’de Ön Sinterleme Sonrası Isıl İşlem Süresine Bağlı Fe50Al Kesme Mukavemeti
5. Fe26Al ve Fe50Al NUMUNELERİNDE ISIL İŞLEM ŞARTLARININ ETKİSİ
Numunelerde sinterleme işleminden sonra mikroyapıda intermetalik oranının değerlendirilmesi ve mekanik özeliklerdeki
değişimin araştırılması amacıyla önceki çalışmada belirlenen ideal sinterleme sıcaklık ve süresi seçilerek
numuneler üretilmiştir.
Bu çalışmada Fe26Al ve Fe50Al numuneleri Mikrodalga fırın argon atmosferinde 550 ° C’de 1, 1,5 ve 2 saat sinterleme
yapılmıştır. Sinterlenmiş bu numuneler tüp fırın atmosferinde 450 ° C’de 5–10–15–30 saat bekletilerek fırın
içinde oda sıcaklığına kadar soğutularak mikroyapı değişimleri araştırılmıştır. Sinterleme işleminden sonra numunelerde
önceden oluşan intermetalik oranlardaki değişim 10 saat 450 ° C’de bekletilen numunelerin analizlerinde
görülmektedir(Şekil 5).
Şekil 8. Fe-26Al 550 ° C’ de mikrodalga 1saat sinterleme ve 10saat 450 ° C’ de ısıl işlem, a) SEM ve b)EDX elementel
haritalama görüntüsü analizi
746

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 9. Fe-26Al 550 ° C’ de 1 saat sinterleme ve 15 saat 450 ° C’ de ısıl işlem SEM görüntüsü
Şekil 10 Fe-26Al 550 ° C’ de mikrodalga 1 saat sinterleme ve 30saat 450 ° C’ de ısıl işlem SEM görüntüsü
747

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 11. Fe50Al, 550 ° C’ de 1 saat sinterleme ve 450 ° C’ de 15 saat ısıl işlem mikroyapı SEM ve EDX
spektrometre analizleri.
KAYNAKLAR
1. Rveall M.German, “Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri”, Türk Toz Metalurjisi Derneği Yayınları, 1.basım,
Ankara, 2007.
2. Şükürov R.İ., Metalşünaslıq. Bakü: Çaşıoğlu Yayınevi, 2002.
3. Kang, Hui-Zhen., Hu, Chen-Ti., “ Swelling behavior in reactive sintering of Fe-Al mixtures”, Materials Chemistry
ve Physics 88, s. 264 – 272, 2004.
4. Avcı A.U., Toz metalürjisi ders notları. Yıldız Teknik Üniversitesi, İstanbul, 1993.
5. Bishop D.P., Diffusion-based micro alloying via reaction sintering. Ph.D. Thesis, Dalhousie University, 1998.
6. Schneibel, H.J., Devi, S.C., “Processing ve mechanical Properties of iron Aluminides composites containing
oxide particles”, Materials Science ve Engineering A364, s.166-170, 2002.
7. Kurt A.O., Toz üretim yöntemleri ve sinterleme. Sakarya Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalürji ve Malzeme
Mühendisliği Bölümü Ders Notları, s. 19-20. Sakarya, 2005.
8. Babayev Y., Karadeniz S. ve Memmedov A., FeCu karışımı toz malzemenin tribolojik özelliklerinin incelenmesi.
3. Makina Tasarım ve İmalat Teknolojileri Kongresi, 16-17 Eylül, s. 127-130, 2005.
9. Federçenko İ.M. ve Pugina L.İ., Kompoziçionnıe speçennıe antifrikçionnıe materialı. Kiev: Nauk, 1980.
10. Radomıselskiy İ.D., Poroşkovıe konstrukçionnıe detali. Sovremennoe sostoyanıe, perespektnıe razvitiya. Poroşkovaya
Metallurgiya, (10), s. 37-41, 1985.
11. Skoroxod V.V., Sostoyanıe i perispektivı razvitiya nauçnıx osnav poroşkovoy metallurgii. Poroşkovaya Metallurgiya,
(10), s. 20-24, 1995.
12. Zavolotnıy L.V., Şevçuk Y.F., Begun K.İ., Koliniçenko A.F. ve Varçenko V.T., Poroşkovıe antifrukçionnıe materialı
na osnove matallokonçentrata iz şlifovalnıx şlamov. Poroşkovaya Metallurgiya, (7/8), s. 89-92, 1995.
13. Ordenko V.B., Proizvodstvo i primeneniya izdeliy iz metalliçeskix poroikov. Kiev, 1987.
14. Al-Qureshi, H.A., Galiotto, A., Klein, A.N., On the Mechanics of the Cold Die Compaction for Powder Metallurgy,
Journal of Materials Processing Technology, 166, 135-143, 2005.
15. Kang, Hui-Zhen., Hu, Chen-Ti., “ Swelling behavior in reactive sintering of Fe-Al mixtures”, Materials Chemistry
ve Physics 88, s. 264 – 272, 2004.
748

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
16. Hui-Zhen Kang, and Chen-Ti Hu., “Materials Science and Engineering Material Chemistry and Physics, 88(2-3),
pp.264-272, 2004.
17. Godlewska, E., Szczepanik, S., Mania, R., Krawiatz, J., Kozinski, S., “FeAl Materials from Intermetallic powders”,
Intermetallics11, pp.307 – 312, 2003.
18. . Burke J.E. ve Rosolowski J.H., Sintering J. Eur. Ceram. Soc. 08, 758-769, 2000.
19. Suk-Joong L. Kang “Sintering Densification, Grain Growth, and Microstructure Butterworth-Heinemann Publication
Date: 2005-01-19.
20. B. H. Rabin and R. N. Wringht, “Micrustructure and tensile Properties of Fe 3 Al Produced By compustion Synthesis/
hot Isostatic Presing” Metallurgical and Materials Transsctions A Volume 23, Number 1, 35-40, 1991
21. Yang ZR, Wang SQ (Wang, Shu Qi)1, Cui XH (Cui, Xiang H.)2, Zhao YT (Zhao, Yu T.)1, Gao MJ (Gao, Ming
J.)1, Wei MX (Wei, Min X.)1 “Formation of Al3Ti/Mg composite by powder metallurgy of Mg-Al-Ti system“
Scıence And Technology Of Advanced Materıals Volume: 9 Issue: 3 Article Number: 035005 Published:
SEP 2008
22. Dybkov, VI, Reactıon Dıffusıon And Solıd State Chemıcal Kınetıcs, The IPMS Publications, Kyiv, 2002
23. Stanislaw Józwiak, Krzysztof Karczewski and Zbigniew Bojar., “Kinetics of reactions in FeAl synthesis studied
by the DTA technique and JMA model “., İntermetallics. , Volume18, Issue 7, P. 1332-1337, July 2010.
24. Turmezey, T, AlFe and AlFeSi intermetallic phases in Al alloys, Materials Science Forum, Vol 13/14, pages 121-
131 ttp publications, London, NY., 1987.
25. Pease L.F. III, West W.G., “ Fundamentals of powder metallurgy”, Metal Powder Industries Federation, Princeton,
USA, 2002
26. Randall M. German., “Sintering Theory and Practice, pp. 568. ISBN 0-471-05786-X. Wiley-VCH , January
1996.
749

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
TOZ METAL MALZEMELERİN MEKANİK ÖZELLİKLERİNE
YOĞUNLUK VE BAKIRIN ETKİSİ
Nihat YILMAZ * , Remzi VAROL**
* Süleyman Demirel Üniversitesi, Teknik Eğitim Fakültesi Makine Eğitimi Bölümü, 32260, Isparta,
nihatyilmaz@sdu.edu.tr
** Süleyman Demirel Üniversitesi, Müh.-Mim. Fakültesi, Makine Mühendisliği Bölümü, 32260, Isparta,
remzivarol@sdu.edu.tr
ÖZET
TM parçaların mekanik özellikleri, dövme ve döküm malzemelerde olduğu gibi kimyasal kompozisyondan oldukça
fazla etkilenmektedir. Bunun yanında TM parçalarda yoğunluk, parçacık boyutu ve dağılımı ile diğer TM proses
parametreleri de mekanik özellikleri etkilemektedir. Bu çalışmada demir esaslı TM alaşımlarının mekanik özellikleri
üzerine yoğunluk değişimi ve bakır ilavesinin etkisi deneysel olarak incelenmiştir. İlk olarak ASTM standardına göre
Fe-C ikili alaşımdan 210, 350 ve 700 MPa basınçta 3 farklı yoğunlukta (6.0,-6,5-7,1g/cm 3 ) numuneler hazırlanmış,
daha sonra bu karışımlara %2 bakır ilave edilmiştir. Hazırlanan numunelere standart eğme deneyi ve kırık yüzey
SEM analizi, mikrosertlik ölçümü ve mikroyapı incelemesi yapılmıştır. Böylece farklı yoğunluğun mekanik özellikler
üzerine etkisi incelenmiş, daha sonra da bakır ilave edilmiş numunelerle karşılaştırılmıştır. Sonuçlar göstermiştir
ki, Fe-C ikili alaşımlarında yoğunluk arttıkça eğme mukavemeti ve mikrosertlik artmış, %2 bakır ilavesi de eğme
mukavemeti ve sertlik değerlerindeki artışı daha üst mertebeye taşımıştır.
Anahtar kelimeler: TM malzeme, yoğunluk, bakır ilavesi, mekanik özellikler
EFFECT OF DENSITY AND COPPER ON MECHANICAL
PROPERTIES OF P/M MATERIALS
ABSTRACT
Identically to wrought and cast metals, the chemical composition of PM parts strongly influences the mechanical
properties. In PM parts, however, properties are dependent on additional factors such as density; particle size; pore
size, shape, and distribution; and other PM process parameters. In this study, Effect of density variety and copper
(Cu) addition on mechanical properties of ferrous PM alloys was experimentally investigated. Firstly, the samples
prepared that three different density (6.0-6.5-7.11 g/cm 3 ) Fe-C binary alloys. Later, Cu was addition to these alloys.
Some standard tests carry out to the samples such as traverse rupture test and SEM analyze of crack surfaces,
microhardness measurement, and microstructure investigations. Thus, effect of different density on mechanical
properties and Cu addition has been investigated. Results showed that bending strength and microhardness increased
with increasing density and addition of w%2 Cu at Fe-C binary alloys,
Keywords: PM material, density, Cu addition, mechanical properties
1. GİRİŞ
Sinterlenmiş parçaların karakteristik özelliği olan porozite, geleneksel ergitme prosesiyle üretilen malzemelerin
aksine, TM malzemelerde çeşitli malzeme özelliklerini kimyasal kompozisyon ve yapıdan daha fazla etkiler. Bu
750

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
nedenle, sinterleme ve sıkıştırmayla elde edilen yoğunlaşma derecesinin belirlenmesi, sinterlenmiş malzemelerin
test edilmesinde önemli bir unsurdur. Yoğunlaşmanın miktarı kompaktlanmış veya sinterlenmiş parçanın gözenek
(gözenek hacmi) veya yoğunluğu olarak belirtilir. Porozite boyutu ve şekli ile bünye içerisinde heterojen dağılıma
sahip olması, yoğunluk veya porozitenin değerlendirilmesinde göz önüne alınmalıdır [1]. TM malzemelerin porozitesi,
Arşimet yöntemiyle belirlenen yoğunluğa göre hesaplanır. Yoğunluğun malzeme özellikleri üzerine etkileri
genel olarak bilinmektedir. Örneğin, yoğunluk azaldıkça (porozite arttıkça), mekanik özellikler düşer, ısıl iletkenlik
azalır, sertlik düşer, elektrik ve manyetik özellikler olumsuz etkilenir. Ancak bunların hangi seviyede etkilediği, her bir
malzeme için, TM proses değişkenlerine (tozla ilgili parametreler, sıkıştırma- sinterleme parametreleri v.b.) göre ayrı
ayrı belirlenmesi için daha detaylı çalışmaların yapılması gerekmektedir. Bu çalışmanın ana temasını da belirlenen
bir malzeme grubunun bazı mekanik özelliklerine, üç farklı yoğunluk seviyesinin ve bakır ilavesinin etkilerinin detaylı
olarak incelenmesi oluşturmaktadır.
Bu konuda literatürde, bazı kimyasal ilavelerin mekanik özelliklere etkisini inceleyen çalışmalar vardır ve bunların
özellikle son on yılda yapılanları işlenebilirlik ilaveleri üzerine yoğunlaşmaktadır. Ayrıca yoğunluğun mekanik özellikler
üzerine etkisini inceleyen oldukça eski çalışmalara rastlanırken, bunların günümüz teknolojisiyle üretilen TM
parçalar için detaylı incelemesini içeren çalışmalar oldukça azdır. Bu konuda yapılan bazı çalışmalar şöyledir.
Sulowski ve Cias (2011) yaptıkları çalışmada, Fe-3%Mn-(Cr)-(Mo)-0.3%C TM çeliklerinin yoğunluk, mekanik özellikler
ve mikroyapısı üzerine, kimyasal kompozisyon, sinterleme atmosferi ve soğutma hızının etkisini incelemişlerdir.
Çalışmada ön alaşımlı Astaloy CrM ve CrL ile ferromanganez ve grafit tozları kullanılarak karışım hazırlanmış
ve preslendikten sonra 1120 ve 1250 °C sıcaklıkta, farklı oranlardaki H 2 /N 2 sinterleme ortamında 60 dakika
sinterlemişlerdir. Ayrıca iki farklı soğutma hızında (fırında 1,4 °C/dak., cebri soğutma ile 65 °C/dak.) soğutma ve
200 °C’ de temperleme yapmışlardır. Tüm numunelere çekme, TRS, darbe tokluğu, görünür yüzey sertliği yapılmış
ve mikroyapısal inceleme gerçekleştirilmiştir. Çalışma sonucunda daha yüksek sinterleme sıcaklığında ve %Cr
oranının artmasıyla özelliklerin iyileştiği ifade edilmiştir [2].
Lindsley ve Rutz (2008) demir-esaslı TM malzemelere molibden ilavesinin etkilerini inceledikleri çalışmasında, oldukça
yaygın kullanılan Mo ilavesinin TM malzemelerde sıkıştırılabilirliği çok az etkilediği, oksijen duyarlılığının
olmadığını ve özellikle çeliklerin sertleşebilirliğini arttırdığını ifade etmişlerdir. Çalışmada % 0-1,5 aralığında ön
alaşımlı Mo ilavesinin etkileri incelenmiş ve genel olarak Mo ilavesinin TM çeliklerde mukavemet ve sertlik artışı
sağladığını ifade etmişlerdir. Çalışmada sonuç olarak, % 0,5 Mo alaşımlarının sinter sertleşmesinin hem Cu hem
Ni ilavesiyle mümkün olmasına rağmen, tavsiye edilen Ni ve Cu ilavesiyle beraber minimum % 0,85 Mo ilavesi
önerilmiştir. Isıl işlem parçaları için % 0,3 kadar az bir Mo oranının bile parçaların ısıl işlem tepkilerini iyileştireceği
belirtilmiş ve Fc-20x serisi alaşımlara yakın maliyetteki alaşımlarda, önalaşımlı % 0,3 Mo ilavesinin yalnızca daha
iyi ısıl işlem tepkisi sağlamadığı aynı zamanda boyutsal hassasiyeti de iyileştirdiği ifade edilmiştir. Yüksek Mo ve
düşük karbon içeriğinin karburizasyon için oldukça uygun olduğu belirtilmiştir [3].
Chawla ve Deng (2005) çalışmalarında sinterlenmiş Fe-0,85Mo-Ni çeliklerinin mekanik özellikleri ve mikroyapısını
yoğunluğun bir fonksiyonu olarak incelemişlerdir. Sonuç olarak çekme mukavemeti, Young modülü, kırılmaya kadar
gerinme ve yorulma özelliklerinin porozitenin azalmasıyla arttığını tespit etmişlerdir. Ayrıca 2-boyutlu sonlu elemanlar
tabanlı mikroyapı modeli göstermiştir ki, daha yoğun parçanın iyileştirilmiş çekme ve yorulma davranışları, daha
homojen, küçük ve daha küresel poroziteye ve malzemedeki azalmış gerinme lokalizasyonuna dayandırılabilir [4].
Bergmark ve Bengstsson (2001) ise Cu-C ilaveli TM çeliklerin yorulma özellikleri üzerine iki farklı yoğunluk (%7,15-
7,4 g/cm 3 ), karbon (% 0,2-0,8) ve bakır oranının (% 0-2) etkisini inceledikleri çalışmada, en yüksek yorulma
performansının yüksek bakır (%2) yüksek C (%0,8) ve yüksek yoğunluktaki (%7,4) numunelerde elde etmişlerdir
[5].
Chagnon ve Trudel (1998) çalışmalarında sinter sertleştirilmiş düşük alaşımlı (% 2Cu ve %0,65 ve 0,8 kombine C’a
ilave olarak % 0,45 Mn- %0,45 Cr-% 0,90 Ni-% 1,0 Mo içeren) çelik alaşımından % 6,8-7,0-7,15 ve dövme ile tam
yoğun olmak üzere 4 farklı yoğunlukta numuneler hazırlamışlar ve 1120 °C’da 25 dakika sinterlemişlerdir. Numuneler
üzerinde yapılan testler göstermiştir ki, görünür sertlik her iki karbon oranı için yoğunluğun artmasıyla lineer
olarak artmış ancak artış oranı % 0,65 C oranında daha fazla olmuştur. Yoğunluğun etkisinin, tam yoğun olarak
benzer sertliğe sahip %0,65 C oranındaki malzemede daha belirgin olduğu, ayrıca maksimum ve çekme mukavemetlerinin
de her iki karbon oranında, yoğunluğun artmasıyla lineer olarak arttığı belirtilmiştir. Sonuç olarak % 0,65
C oranının daha yüksek mukavemet değerleri verdiği vurgulanmıştır [6].
Literatürdeki çalışmalar incelendiğinde yoğunluğun ve bakırın genel olarak mekanik özelliklerde iyileşme sağladığı
ancak bu iyileşmenin diğer alaşım elementlerinden özellikle de C oranından etkilendiği görülmektedir. Ayrıca bakır
ve yoğunluğun etkisinin birlikte incelendiği bir çalışmaya da rastlanmamıştır. Bu çalışmada iki grup TM yapısal
demir-esaslı malzeme grubunda numuneler hazırlanmıştır. İlk grupta Fe-C ikili alaşımından oluşan ve MPIF TM
yapısal parça standardına [7] göre F-0005 ile gösterilen %0,6 C içeren alaşım 3 farklı yoğunlukta numuneler
751

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
üretilmiş daha sonra bunlara %2 Cu ilave edilerek 3 farklı yoğunlukta ikinci grup numuneler hazırlanmıştır. Numuneler
üzerinde, sertlik ölçümü, çapraz kırılma testi (transverse rupture strength-TRS) yapılmış, ayrıca kırık yüzey
analiz ve makroyapı incelemesi yapılmıştır. Böylece iki grup numune ile yalnızca yoğunluk değişiminin etkisiyle
bakır ilavesinin etkisi detaylı olarak incelenmiştir.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
2.1. Malzeme ve Metot
Deneysel çalışmalar için elementel demir, grafit, bakır tozları ile yağlayıcı olarak çinko-stearat tozu kullanılmıştır.
Numuneler her bir karışımın yoğunluğuna göre ayrı ayrı hassas terazi ile tartılarak çift konili karıştırıcı içerisinde %
60 doluluk sağlanacak şekilde, torna tezgâhında en düşük devir olan 22,4 devir/dakika dönme hızında 20 dakika
karıştırılmıştır.
Çalışmada demir esaslı 6 farklı karışım elde edilmiştir. Kullanılan karışımların tümünde yağlayıcı olarak çinko-stearat
kullanılmış ve ilave miktarı % 0,8 oranında sabit tutulmuştur. Çalışmada ilk üç grup numune ASTM standardına
göre Fe-C ikili alaşımlardan F-0005 standart karışımına uygun ve üç farklı yoğunlukta hazırlanmıştır. Bu ilk üç grup
A1, A2, ve A3 ile gösterilmiştir. Böylece A grubu karışımlarda (A1-A2-A3) kimyasal bir farklılık olmayıp (Fe+%0,6C)
yalnızca yoğunluk farlılığı vardır. İkinci üç grup numunede B grubu olarak kodlanmıştır. B grubu karışımlarda (B1-
B2-B3) A grubundan farklı olarak tümüne % 2 oranında elementel bakır ilave edilmiş (Fe+%0,6C+%2Cu) ve yine 3
farklı yoğunluk elde edilmiştir. Numunelerin içerikleri aşağıdaki çizelge 1’de verilmiştir.
Çizelge 1. Toz Karışımlarına Ait Kodlamalar ve Karışım Oranları (Ağırlıkça-%)
Karışım C Cu Zn-stearat Fe
A1
A2 -
A3 -
0,6
B1 2
B2 2
B3 2
-
752
0,8 Kalan
Belirlenen oranlarda karıştırılan tozlardan numune elde edilmesi için hazırlanan kalıp ile tozların blok numune
haline getirilmesi gerçekleştirilmiştir. Bütün numuneler Şekil 1.a’da verilen kalıp sistemiyle hidrolik preste tek etkili
olarak sıkıştırılarak elde edilmiştir. Numunelerin geometrisi ve boyutları, standart eğme test numuneleri göz önüne
alınarak belirlenmiştir. Deneylerde kullanılan numunelerin geometrisi ve boyutları Şekil 1.b’de verilmektedir.
Şekil 1. a) Toz sıkıştırma kalıp konstrüksiyonu b) Numune geometrisi
Preslemede 3 farklı yoğunluk için, 210 MPa, 350 MPa ve 700 MPa olmak üzere 3 farklı basınç uygulanmıştır. Presleme
sonrası blok numuneler ayrı ayrı kodlanmış ve numune kodu olarak toz karışımlarda kullanılan kodlamalar
esas alınmıştır. Çizelge 2’de numunelere uygulanan sıkıştırma basınç değerleri ve yoğunluk ölçümlerinden elde
edilen sonuçlar ortalama değer olarak Tablo 1’de verilmiştir. Toz numunelerin sinterlenmemiş yoğunluk ölçümleri TS
2305 standardına uygun olarak Arşimet prensibine göre yapılmıştır.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Çizelge 2. Numune gruplarına uygulanan basınç değerleri ve elde edilen yoğunluklar
KARIŞIM A1 A2 A3 B1 B2 B3
Sık. Basıncı (MPa) 210 350 700 210 350 700
Yoğunluk (g/cm 3 ) 6.0 6.50 7.1 6.0 6.50 7.1
Sinterleme işlemi elektrik ısıtmalı, otomatik atmosfer kontrollü MAHLER marka endüstriyel sürekli bant fırında,
doğalgaz (Metan) kullanılarak endotermik atmosferde yapılmıştır. Sinterleme esnasında metan gazı parçalanarak
(C ve H 2 olarak) redükleyici bir atmosfer oluşturulmakta ve sıkıştırılmış toz kompakt bünyesindeki oksidi alınıp, CO 2
ve H 2 O şeklinde dışarı atılmaktadır. Sinterleme işlemi 1120 ºC’de 20-30 dakika sürede gerçekleştirilmiştir Parçanın
fırında kalma süresi ise (ön ısıtma, sinterleme ve soğutma toplamı) 1,5 saat mertebesindedir.
2.2. Bulgular ve Tartışma
Üretilen demir esaslı TM kompaktlar sinterlendikten sonra malzeme karakterizasyonu için sertlik ve çapraz kırılma
testleri uygulanmış, ayrıca kırık yüzey analizi yapılmıştır. T/M numunelerinin presleme yönünde ve buna dik yönde
toplam dört yüzeyinden Vickers sertlik ölçümleri alınmıştır (Şekil 2.). Sertlik ölçümleri bu dört yüzeyde enine ve
boyuna olarak ayrı ayrı alınmıştır. Çizelge 3’de gösterildiği gibi, presleme yönüne dik A ve A’ yüzeylerinin enine ve
boyuna sertlik ölçümleri ayrı ayrı verilirken, presleme yönüne paralel B ve B’ (yan) yüzeylerdeki ölçüm sonuçları
enine ve boyuna ölçümlerin aritmetik ortalaması (AO) olarak verilmiştir.
Şekil 2.a) Sertlik Ölçümünün gösterimi b) Çapraz kırılma numunelerinin hazırlanması
Çizelge 3. Numune yüzeylerindeki mikrosertlik sonuçları (HV 10 )
AE AB A'E A'B Bort B'ort ORT AO
A1 110-200 120-220 120-170 110-170 130-205 130-170 120-200 160
A2 145-250 131-248 150-205 140-200 139-231 160-186 144-220 182
A3 210-283 225-255 182-230 165-220 170-215 175-220 187-240 215
B1 210-265 210-265 210-242 204-245 230-290 240-285 220-265 243
B2 215-260 215-290 202-255 204-240 265-320 270-300 230-280 255
B3 270-340 265-340 240-315 240-285 240-290 250-315 250-315 282
Şekil 3. Mikrosetlik sonuçları a) grafik gösterimi b) Yoğunluğa ve bakır oranına bağlı
753

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Çizelge 3 ve Şekil 3 incelendiğinde genel olarak şu söylenebilir; Yalnız A yoğunluk grubunda %76-91 arasındaki
bağıl yoğunluğun artmasıyla sertlik % 25 oranında artmıştır. B bakır ve yoğunluk grubunda bakır ilavesi genel olarak
sertliği A grubunun aynı yoğunluk düzeyine göre %25-40 arasında bir artış sağlamış, ancak bakır ilaveli B grubun
kendi içinde %76-91 yoğunluk değişiminin sertliğe etkisi, yalnız karbon içeren A grubundan daha az olmuş ve % 13
seviyesinde kalmıştır.
Çapraz kırılma (TRS) deneyi MPIF 35/41 standardına göre yapılmıştır. Bu standartta (MPIF 35/41) çapraz kırılma
için standart numune geometrisi ve boyutları kalınlık 6,35mm x uzunluk 31,7mm x genişlik 12,7mm verilmiştir.
Çapraz kırılma deney numuneleri Şekil 2.b.‘de görüldüğü gibi kompaktın tel erozyon tezgâhında boyuna kesilmesiyle
elde edilmiştir. Böylece bir kompakttan 2 adet çapraz kırılma numunesi elde edilmiştir. Aynı malzemeden üretilen
bu iki numune için uygulanan çapraz kırılma test sonuçları ortalaması alınarak Şekil 2’de toplu olarak verilmiştir.
Şekil 4. Çapraz Kırılma sonuçları ve grafik gösterimi
Çapraz kırılma test sonuçlarına genel olarak bakıldığında, TM malzemelerin yoğunluğu arttıkça hem çapraz kırılma
mukavemeti (TRS) hem de sünekliği artmaktadır. Bu sonuç çapraz kırılma deneyi esnasında yük-sehim grafiğinden
bakıldığında A yoğunluk grubunda yoğunluğun artmasıyla TRS ve sünekliği artmaktadır. A Yoğunluk grubunun en
düşük yoğunluğa sahip A1, A yoğunluk grubunun en gevrek malzemesi olarak belirlenmiştir. Aynı şekilde B yoğunluk
ve Bakır Grubunda da benzer eğilim görülmektedir. Yani yoğunluğun artmasıyla TRS ve süneklik artmaktadır. Bu
sonuçlar genel literatür yorumlarıyla uyumludur [8];[9]. Bu sonuçlar SEM kırık yüzey analizleriyle ilişkilendirildiğinde,
A Yoğunluk grubunda en düşük yoğunluğa sahip A1 ile aynı grupta daha yoğun A3’ün kırık yüzey SEM görüntüleri
şekil 5.a ve b’da verilmiştir.
Şekil 5.a) 6.0 g/cm 3 yoğunluklu A1 (Fe+%0,6C) numunesinin kırık yüzey SEM görüntüsü b) 7.1 g/cm 3 yoğunluğa
sahip A3 (Fe+%0,6C) numunesinin kırık Yüzey SEM görüntüsü
Şekil 5.a ve 5.b’den görüldüğü gibi sarı çizgilerle belirtilen bölgeler partiküller arası bağların oluştuğu ve partiküller
arası kırılmaların görüldüğü bölgelerdir. Daha düşük yoğunluktaki A1 numunesinde nispeten bağ oluşumunun
daha az ve küçük temas alanlarında, dolayısıyla daha gevrek bir yapıda olduğu, daha yoğun A3 numunesinde ise
daha yoğun partiküller arası boyun oluştuğu ve bu boyun bölgelerinin çokluğu görülmektedir. Literatürde düşük
yoğunluklarda mukavemetin partiküller arası boyun oluşumuyla sınırlı olduğu belirtilmiştir [10]. Partikül temas
alanlarının daha büyük olması, çapraz kırılma sırasında hem TRS değerini arttırdığı hem de A1’e göre deforme
olana kadar daha fazla plastik şekil değiştirmeye müsaade ettiği anlaşılmaktadır.
754

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6.a) 6.0 g/cm 3 yoğunluklu B1 (Fe+%0,6C+%2Cu) numunesinin kırık yüzey SEM görüntüsü b) 7.1 g/cm 3
yoğunluğa sahip B3 (Fe+%0,6C+%2Cu) numunesinin kırık Yüzey SEM görüntüsü
Aynı şekilde B (yoğunluk + bakır) grubunun (Fe+0.6C+0.2Cu) en düşük ve en yüksek yoğunluğa sahip B1 ve B3
numunelerinin şekil 6.a ve b’de gösterilen TRS kırık yüzey SEM analizlerinin karşılaştırılması göstermektedir ki,
partiküller arası temas alanlarının sayısı ve temas alanının genişliği yoğunluğun artmasıyla artmaktadır. Yine B1 ve
B3 arasındaki yoğunluk farkı da şekillerden görülmektedir. Çünkü şekil 6.a’da partiküller arasındaki boşluk alanları
daha fazla, şekil 6.b’de ise nisbeten daha azdır. Ayrıca bu grupta A yoğunluk grubundan farklı olarak bakırın ilave
edilmiş olması da yapıda partiküller arasındaki bağların oluşumuna ve kuvvetlenmesine katkıda bulunmuş ve TRS
değerlerini artırmıştır [11]. Bakır ilavesiyle TM malzemelerdeki sertlik ve çapraz kırılma mukavemetinin artmasının
nedeni; bakırın ferritte maksimum çözülebilirliği % 1.5-2 Cu oranına kadardır, bu orandan fazla bakır ilavesi tipik
olarak tane sınırları ve küçük gözeneklerde çökelir. Bunun sonucunda partiküller arasındaki boyun bölgesinde
gerilme konsantrasyonunu azaltan ve çatlak başlangıcını geciktiren küresel gözenek oluşumu ile sertlik ve mukavemet
değerleri artmıştır [12].
3. SONUÇLAR
i.
T/M malzemelerin yoğunluğu ve bakır oranı, sertlik ve çapraz kırılma mukavemeti, üzerine önemli bir etkiye
sahiptir.
ii. Yoğunluğun artması çapraz kırılma mukavemeti ve sertliği arttırır. Bağıl yoğunluğun % 76-91 aralığında
artmasıyla, Fe-C ikili sisteminde sertlik artışı % 25 ve çapraz kırılma mukavemeti %40 artarken, aynı bağıl yoğunluk
aralığında, Fe-C-Cu üçlü sisteminde sertlik %13 çapraz kırılma mukavemeti % 115 oranında artmıştır. Böylece aynı
oranlardaki yoğunluk artışının sertliğe etkisi yalnızca Fe-C ikili alaşımına (A grubuna) etkisi Fe-C-Cu üçlü sisteminden
oluşan B grubuna etkisinden daha fazladır. Yani bakır ilavesi yoğunluk artışının sertliğe etkisi azaltmıştır
iii. Kırık yüzey SEM görüntüleri göstermiştir ki, daha yüksek basınçla sıkıştırılan numunelerde, partiküller
arasındaki temas bölgeleri artmış ve bu bölgeler sinterleme sonrası boyun oluşumunu artırmıştır. Yoğunluk arttıkça
partiküller arasında boyun oluşumu artmış böylece yapı bileşenleri arasındaki bağ güçlenerek mekanik özelliklerin
artmasına neden olmuştur.
4. KAYNAKLAR
1. Schatt, W., Wieters, K.P., “Powder Metallurgy: Processing and Materials”, European Powder Metallurgy Association
(EPMA), Germany, 1997.
2. Sulowski, M., Cias, A., “Microstructure and Mechanical Properties of Cr-Mn Structural PM Steels”, Archives of
Metallurgy of Materials, Vol. 56, Issue 2, 2011.
3. Lindsley, B., Rutz, H., “Effect Of Molybdenum Content In Pm Steels”, PM 2008, Washington, DC, 2008.
4. Chawla, N and Deng, X., “Microstructure And Mechanical Behavior Of Porous Sintered Steels”, Materials Science
and Engineering A Volume 390, Issues 1-2, 15 January 2005, Pages 98-112, 2005.
5. Bergmark, A., Bengtsson, S., “ Fatigue Properties of Cu-C alloyed PM Steel at two density levels”, EURO
PM2001, in Nice, France, 2001.
6. Chagnon,F., Trudel,Y., “Effect of Density on Mechanical Properties of Sinter Hardened P/M Materials”, PM’TEC
98, May31-June4, Las Vegas, Nevada, USA, 1998.
7. MPIF Standart35, “Materials Standards for P/M Structural Parts”, MPIF, USA, 2000.
8. Šalak, A., “Ferrous Powder Metallurgy”, Cambridge International Science Publishing, 450, England, 1995.
9. Höganäs AB, Design and Mechanical Properties Volume 3:. Höganäs Handbook for Sintered Components,
Sweden, 2004a.
10. German, R.M., Powder Metallurgy Science, MPIF, Princeton, NJ, USA, 1994.
11. Höganäs AB, Machining Guidelines Volume 5. Höganäs Handbook for Sintered Components, Sweden,
2004b.
12. Brânduşan, L., 2004. Researches Regarding the Influence of Cu Content on Static and Dynamic Properties
of Sintered Steels. Leonardo Electronic Journal of Practices and Technologies, ISSN 1583-1078, Issue 4,
January-June, 30-37.
755

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
DOĞAL TAŞ KESME İŞLERİNDE KULLANILAN ALTERNATİF KÜBİK BOR
NİTRÜRLÜ KESİCİ TAKIMLARIN MİKROYAPI VE MEKANİK ÖZELLİKLERİ
Durmuş KIR * , Serkan ISLAK ** , Halis ÇELİK * , Ertuğrul ÇELİK ***
* Fırat Üniversitesi, Teknoloji Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Müh. Bölümü, 23100 Elazığ,
durmuskir@gmail.com, hcelik@firat.edu.tr
** Kastamonu Üniversitesi, Cide Rıfat Ilgaz Meslek Yüksekokulu, 37600 Kastamonu sislak@kastamonu.edu.tr
*** Tunceli Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Makine Müh. Bölümü, 62000 Tunceli
ecelik@tunceli.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada, doğal taş kesme işlerinde kullanılan elmaslı kesici takımlarda elmasın yerine alternatif olarak kübik
bor nitrürün (cBN) kullanılabilirliği araştırılmıştır. Bu amaçla soketlere farklı oranlarda kübik bor nitrür ilave edildi.
Tüm soketler 35 MPa basınç altında, 600 °C sıcaklıkta ve 3 dakika sinterleme süresinde sıcak preste üretildi.
Soketlerin mikroyapı ve faz bileşimi taramalı elektron mikroskobu (SEM), X-ışın difraktogramı (XRD), X ışını enerji
dağılım spektrometresi (EDS) ile belirlenmiştir. Soketlerin mekanik özellikleri üç noktalı eğme testi kullanılarak tespit
edilmiştir. Eğme testi sonuçları kübik bor nitrürlü soketlerin eğme mukavemetlerinin elmaslı soketlerinkinden daha
yüksek çıktığını göstermiştir.
Anahtar Kelimeler: Kübik bor nitrür, sıcak presleme, üç noktalı eğme testi
MICROSTRUCTURE AND MECHANICAL PROPERTIES OF ALTERNATIVE
CUBIC BORON NITRIDE CUTTING TOOLS USED CUTTING NATURAL
STONE
ABSTRACT
In this study, the usability of cubic boron nitride (cBN) as an alternative in stead of diamond in cutting tools used to
cut natural stones was investigated. For this purpose, cBN with different proportions was added into the segments.
All the segments were manufactured under 35 MPa pressure at 600 °C with a 3 minutes sintering time. Microstructure
and phase composition of segments were determined by scanning electron microscopy (SEM), energy
dispersive spectroscopy (EDS) and X-ray diffraction (XRD) analysis. The mechanical properties of segments were
determined using three-point bending test. The results of the bending test demonstrated that the bending strength
of the segments with cBN were higher than that of the segments with diamond.
Keywords: Cubic boron nitride, hot pressing, three-point bending test
1. GİRİŞ
Kübik bor nitrür (cBN), elmastan sonra en sert malzemedir. Bu iki malzemeyi oluşturan elementler periyodik cetvelde
birbirine yakın olduğundan elmas ile kübik bor nitrürün kristal yapıları benzerdir [1]. Kübik Bor Nitrür, 2597 °C
sıcaklık ve 7,7 GPa basınç altında 60 saniye içerisinde gBN (Grafit Bor Nitrür) malzemeden doğrudan hBN→cBN
dönüşümüyle üretilen yeniden kristalleşmiş malzemedir. Yoğunluğu 3,47-3,48 gr/cm 3 dür [2].
Elmas yüksek sıcaklıklardaki çalışmalarda grafitleşmeye sebep olur. Böylece performansında düşüş meydana gelir.
Fakat cBN’nin yüksek kimyasal kararlılık, yüksek ısıl iletkenlik ve mükemmel aşınma direnci gibi özelliklerinden
756

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ötürü elmaslı takımlardaki grafitleşme probleminin önüne geçilmiş olur [3-5]. Ayrıca cBN, elmasa göre daha ekonomiktir.
Sentetik elmas, yüksek basınç ve sıcaklık altında çok kısa sürede yumuşak olan grafitin çok sert kristal yapılı karbon
atomuna dönüşmesi ile elde edilir. Grafit, karbonun üç kristal formundan birisi olup; diğerleri elmas ve ergiyik
halidir. Grafit normalde 2500 °C sıcaklığa kadar dayanır. Sentetik elmas üretiminde alternatif bir yöntem olarak
yüksek sıcaklık ve düşük basınç (CVD) yöntemi de kullanılır. Grafit, karbonun düşük yoğunluklu allotropu olup;
genellikle yumuşak ve siyah renklidir. Sentetik elmaslar bakırdan beş kat daha fazla termal iletkenliğe sahiptirler.
Kübik Bor Nitrür (cBN) de elmasa benzer şekilde üretilir. cBN, günümüzde daha çok demir esaslı metallerin işlenmesinde
yaygın olarak kullanılan polikristalli bor nitrürlü (PCBN) takımların üretiminde kullanılır [6]. Elmas ve cBN’in
kristal yapıları benzer olup; yapıda bulunan her bir atom diğer dört atom ile 109°28’ açı yaparak mükemmel bir tetrahedral
düzen oluştururlar. Elmasta, her bir karbon atomu diğer dört karbon atomu ile saf kovalent bağ yapar. cBN’de
ise kovalent bağ hâkim olmakla birlikte bor ve azotun farklı atomlar olmaları nedeniyle az miktarda iyonik bağda
bulunmaktadır. cBN’de her bir azot atomu dört bor atomu ile bağlanırken, her bir bor atomuda dört azot atomu ile
bağlanarak tetrahedral karakter gösterir [7].
Soketler, kesici diskin çapına ve kesme şartlarına bağlı olarak değişik geometri ve özelliklerde imal edilirler. Soket
özelliklerinin belirlenmesinde kesme parametreleri ile kesilecek olan doğal taşın mineral yapısı ve mekanik özelliklerinin
bilinmesi gerekir. Soketlere ait matris karışımının hazırlanması sırasında metal tozlarına ilave olarak 50-500
µm tane boyutunda elmas yada cBN tozları da matrise karıştırılarak soket üretimi yapılır.
Doğal taş kesme işleminde ağırlıklı olarak dikdörtgen kesitli elmaslı soketler tercih edilmektedir. Soketler, matris ve
elmas ya da cBN tozları olmak üzere iki parçadan oluşmaktadır. Matris, elmas ya da cBN taneciklerini matriste tutma
işlevini yerine getirirken; elmas ya da cBN ise kesme işlevini yerine getirir [8,9]. Başarılı bir elmas soket tasarımı
için nitelikli metal tozlarının kullanılması gerekmektedir. Matriste elmas yada cBN tanelerini tutması için Co, Ni, Cu,
Fe veya bunların kombinasyonlarından yararlanılır. Dolgu evresi için genellikle Cu-Sn kullanılır [10,11]. Kesilecek
doğal taşın özelliklerine, kesme parametrelerine ve kesme koşullarına bağlı olarak ana ve bağlayıcı fazların oluşturulması
değişmektedir.
Bu güne kadar doğal taş kesici takımlar ile ilgili yapılan çalışmalar, genellikle mevcut elmaslı soketlerin aşınması,
kesme performansı ve kesme sırasında oluşan kuvvetler, kesici soketteki hasar durumları, matris karakterizasyonu,
analitik/nümerik modellemeler ile elmaslı kesici disklerin dinamik davranışlarının incelenmesi ve elmas kesici tellere
ait çalısmalar üzerine yoğunlaşmış bulunmaktadır. Literatürde doğal taş kesici takımlarda elmas yerine kübik bor
nitrür de dâhil olmak üzere alternatif bir aşındırıcı kullanıldığına dair bir çalışmaya henüz rastlanılmamıştır. Yapılan
bu çalışmada, doğal taş kesici takımlarda kübik bor nitrürün alternatif aşındırıcı olarak kullanılmasının araştırılması
amaçlandı. Bu amaçla soketlere kesici tanenin ağırlıkça % 0-100 arasındaki oranın cBN ilave edildi. Soket matrisinin
brinel cinsinden sertliği ve sıkıştırılabilirlik özellikleri için yoğunluğu ölçüldü. Soketin mikroyapısı ve kırık yüzeyinin
incelenmesinde taramalı elektron mikroskobu (SEM), enerji dispersive spektograph (EDS) faz çeşitleri için X-ışın
difraktometresi (XRD) kullanıldı. Soketlerin eğme mukavemeti değerleri üç noktalı eğme testi ile tespit edildi.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Doğal taş kesici takımın üretiminde matris olarak -325 mesh tane boyutuna ve % 99.9 saflığa sahip Cu-15Sn tozu
kullanılmıştır. Kesici olarak 40/50 ve 50/60 mesh tane boyutuna sahip MBD.6 ticari sentetik elmas ve yine aynı
tane boyutuna sahip kübik bor nitrür matrise ilave edildi. Her iki tane boyutu eşit miktarda kullanıldı. İki farklı tane
boyutuna sahip kesici taneciğin kullanılmasının sebebi takımın kesme performansını arttırmaktır. Kullanılan kesici
konsantrasyonu her bir numune için toplam olarak 30 olarak seçildi. Elmaslı/cBN’li soketlerin üretiminde kullanılan
numune grupları ve üretim parametreleri Tablo 1’de verilmiştir. Şekil 1’de soket üretiminde kullanılan elmas, cBN ve
CuSn tozunun ve SEM fotoğrafları görülmektedir.
Tablo 1. Soket üretiminde kullanılan matris grupları ve üretim parametreleri
757

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 1. Soket üretiminde kullanılan tozların SEM fotoğrafı: (a) elmas, (b) cBN ve (c) CuSn tozu
Tablo 1’de ki gibi hazırlanan matris/elmas/cBN karşımı mikserde 30 dakika süre ile 20 d/d hızda % 1 oranında parafin
yağı eklenerek krom kaplanmış çelik bilyeler ile birlikte karıştırılmıştır. Çelik bilye kullanımındaki amaç karışıma
katılan parafin yağının topak oluşturmasını engellemektir. Toz halindeki soketler 15 MPa basınçla soğuk olarak
preslendi. Bisküvi şeklindeki soketler grafit kalıplarda sıcak presleme tekniği kullanılarak preslendi. Her bir soket 35
MPa’da 600 °C sıcaklıkta 3 dakika sinterleme süresinde elde edildi. Şekil 2’de sinterleme grafiği verilmiştir.
Şekil 2. Sinterleme grafiği
Sıcak presleme yöntemi ile üretilen soket matrisin sertliği BAHA marka sertlik ölçme cihazında 62,5 kg yük ve
2.5 mm çapında bilye ile Brinell cinsinden ölçülmüştür. Soketlerin eğilme dayanımları, 40 mm x 7 mm x 3.2 mm
ölçüsündeki numuneler kullanılarak üç noktalı eğme testi ile tespit edilmiştir. Üç noktalı eğme testi sonrası elde edi-
758

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
len kırılma numunelerinin mikroyapı özellikleri taramalı elektron mikroskobu (SEM-JEOL Ltd., JEM-2100F model),
enerji dispersive spektograph (EDS), X- ışını difraksiyonu (XRD- Bruker AXS Inc., D8 Advance model) ve spektral
analizleri ile değerlendirilmiştir. XRD analizleri 30 kV ve 15 mA’de CuK ® radyasyonu kullanılarak Rigaku Geigerflex
X-ışını difraktometresi ile elde edilmiştir.
3. SONUÇLAR VE TARTIŞMA
Sıkıştırılabilirlik ve yoğunlaşma hususunda bir fikir vermesi açısından soket numunelerinin yoğunluk ölçümleri yapılmıştır.
Yapılan ölçümler sonucunda 600 °C sinterleme sıcaklığı için soket yoğunluğunun 8,5866 gr/cm 3 olduğu
tespit edilmiştir. Teorik ve deneysel yoğunluk kullanılarak elde edilen bağıl yoğunluk ise % 98.855’dir. Karl Frank
marka sertlik ölçme cihazı ile 62.5 kg yük ve 2.5 mm çaplı bilya kullanılarak elde edilen matris sertlik değeri ortalama
75.46 HB olarak ölçüldü.
600 °C’de üretilen soket matrisinin mikroyapısında tane sınırlarında XRD analizleri (Şekil 4) ile de tespit edildiği gibi
Cu 3 Sn gevrek fazın oluştuğu tahmin edilmektedir (Şekil 3). Matris % 85.461 Cu ve % 14.539 Sn’den oluşmaktadır
(EDS analizine göre). Mikroyapıdan soket matrisinde sinterleme koşullarının yeterli olmayışından dolayı gözeneklerin
oluştuğu tespit edilmiştir.
Şekil 3. CuSn matrisin SEM fotoğrafı ve EDS analizi
Şekil 4’de soketlerden alınan XRD grafikleri verilmiştir. XRD analizleri sonucunda, soketlerde cBN, elmas, ®-Cu,
Cu 3 Sn bronzu fazları tespit edilmiştir. Matrikse katılan cBN miktarının artması ile cBN piklerinin şiddetlerinde artışlar
meydana geldiği gözlenmiştir.
Şekil 4. cBN/elmaslı soketlerin XRD grafiği
Her bir soket grubuna ait numunelerin eğilme mukavemetleri, üç noktalı eğme deneyi yapılarak ölçülmüştür. Yapılan
deneylerde ASTM B 528-83a standardına göre imal edilen özel olarak yapılmış aparatlar kullanılmıştır. Instron
marka çekme deney makinesinde yapılan deneylere ait sonuçlar Şekil 5’de görülmektedir.
759

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 5. Ağırlıkça % cBN miktarının eğme mukavemetine etkisi
Şekil 5’de verilen grafik incelendiğinde, cBN katkılı numunelerin eğilme mukavemetlerinin elmas katkılı numuneye
göre daha yüksek olduğu görülmektedir. Ağırlıkça % 0, 20, 40, 60, 80 ve 100 cBN ilavelerinde sırasıyla eğme
mukavemetleri 222 MPa, 305 MPa, 280 MPa, 260 MPa, 294 MPa ve 297 MPa olarak belirlendi. % 100 cBN katkılı
numunenin eğilme mukavemetinin, % 100 elmas katkılı numuneye göre yaklaşık % 30 daha büyük olduğu görülmektedir.
Genel olarak tüm cBN katkılı numunelerin eğilme mukavemetlerinin % 100 elmas katkılı numuneye göre
daha yüksek olduğu görülmektedir. Bunun sebebi olarak elmasa nazaran cBN’in 85/15 bronz malzeme ile iyi bir
bağ yaptığı söylenebilir.
Şekil 6’daki kırma yüzeylerinin SEM fotoğrafları incelendiğinde matris ile cBN arasındaki arayüzey bağlantısının,
matris ile elmas tanesi arayüzey bağlantısından daha kuvvetliği olduğu görülmektedir. Tüm kırık fotoğraflarından
matris ile kesici tanecik arasında söz konusu bağlanmanın arzu edilenden daha zayıf olduğu anlaşılmaktadır. Ayrıca
kırık yüzeylerde matristeki gözeneklerde dikkat çekmektedir. Bu durum sinterleme sıcaklığının ve presleme basıncının
düşük olması ve matrisin elması bu sıcaklıkta ıslatma kabiliyetinin düşük olduğu düşünülmektedir.
760

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6. Üç noktalı eğme testi sonrası oluşan kırık yüzeylerin SEM fotoğrafları: (a) % 0 cBN, (b) % 20 cBN, (c) %
40 cBN, (d) % 60 cBN, (e) % 80 cBN, (f) % 100 cBN
4. GENEL SONUÇLAR
CuSn matrisine farklı oranlarda elmas/cBN ilave edilerek 600 °C sinterleme sıcaklığında, 35 MPa presleme basıncında
ve 3 dakika sinterleme süresinde doğal taş kesici soketler üretildi. Soket matrisinin nispeten gözenekli olduğu
SEM fotoğraflarından belirlendi. Bu durum sinterleme sıcaklığının düşük olduğunu göstermektedir. Ayrıca soketlerin
XRD analizlerine göre mikroyapıda α-Cu, Cu 3 Sn, elmas ve cBN fazları oluştu. Üç noktalı eğme testi ile en yüksek
eğme mukavemeti değerine % 100 cBN’li soketin sahip olduğu tespit edildi. Bunun sebebi olarak elmasa nazaran
cBN’in matris ile iyi bir bağ oluşturduğu düşünülmektedir.
5. TEŞEKKÜR
Bu çalışmanın yürütülmesi ve sonuçlandırılması ile ilgili konularda FÜBAP-2020 nolu proje ile maddi destek sağlayan
Fırat Üniversitesi Bilimsel Araştırmalar Projeleri Birimine (FÜBAP), teşekkür ederiz.
6. KAYNAKLAR
1. Brookes, C.A., “The mechanical properties of cubic boron nitride – a perspective view”, Inst Phys Conf. Ser.,
Vol. 75, pp. 207–20, 1986
2. Petrusha, I.A., 2000, “Features of a cBN-to-graphite-like BN phase transformation under pressure, Diamond
and Related Materials, Vol. 9, pp. 1487-1493, 2000
3. Wentorf, R.H., De Vries, R.C., Bundy, F.P., “Sintered superhard materials”, Science, Vol. 208, pp. 873–80,
1980
4. Tomlinson, P.N., Wedlake, R.J., “The current status of diamond and cubic boron nitride composites”, Proceedings
of the international conference on recent developments in specialty steels and hard materials,
Oxford: Pergamon; pp. 173–84, 1983
5. Brook, B., “Principles of diamond tool technology for sawing rock”, International Journal of Rock mechanics
and Mining Sciences, Vol. 39, pp. 41-58, 2002
6. Çiftçi, İ., Türker, M., Şeker U., “CBN cutting tools wear during machining of particulate reinforced MMCs”, Wear,
Vol. 257, pp. 1041-1046, 2004
7. Pierson, H.O., “Handbook of Refractory Carbides and Nitrides”, William Andrew Pub., Noyes, 1996
8. Konstanty, J., “Production of Diamond Sawblades for Stone Sawing Applications”, Key Engineering Materials,
Vol. 250, pp. 1-12, 2003
9. Konstanty, J., “Powder Metallurgy Diamond Tools”, Elsevier Ltd, The Metal Powders Technology Series,
pp. 106-107, 2005
10. Karagöz, Ş., Zeren, M., “The microstructural design of diamond cutting tools”, Materials Characterization, Vol.
47, pp. 89-91, 2001
11. Zeren, M., Karagöz, Ş., “Defect characterization in the diamond cutting tools”, Materials Characterization, Vol.
57, pp. 111-114, 2006
761

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
TM ALUMIX 231 VE %5 SiC p KOMPOZİTE UYGULANAN EKSTRÜZYON
VE YÜKSEK BASINÇLI BURULMA İŞLEMLERİNİN MEKANİK
ÖZELLİKLERE ETKİSİ
Ceren GÖDE * , İsmail ÖZDEMİR ** , Hasan ÇALLIOĞLU *** ve Hakan YILMAZER ****
* Pamukkale Üniversitesi, Denizli Meslek Yüksekokulu, Metal ve Makine Teknolojileri Bölümü, 20070, Denizli,
cgode@pau.edu.tr
** Bartın Üniversitesi Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 06500, Bartın,
iozdemir@bartin.edu.tr
*** Pamukkale Üniversitesi Mühendislik Fakültesi, Makine Mühendisliği Bölümü, Denizli, 20070,
hcallioglu@pau.edu.tr
**** Tohoku Üniversitesi Mühendislik Enstitüsü, Malzeme Bilimi Bölümü, 980–8577 Japonya,
hakan@imr.tohoku.ac.ip
ÖZET
Toz metalurjisi soğuk presleme (SP) yöntemiyle üretilmiş Alumix 231 ve %5 SiC p takviyeli kompozitlere uygulanan
ekstrüzyon (EKST) ve yüksek basınçlı burulma (HPT) işlemlerinin mekanik özelliklere etkisi incelenmiştir. Üretilen
numunelerin mikro sertlik ve mekanik özelliklerindeki değişimler araştırılmıştır. Çekme deneyi uygulanmış ve mikro
sertlik değerleri ölçülmüştür. TM malzemelerin optik ve SEM incelemeleri de yapılmıştır. Sonuçlarda, SP numunelerine
göre EKST ve HPT numunelerinde çekme dayanımı ve sertlik değerleri artış göstermiştir. Alumix 231 içerisindeki
%5 SiC p ilavesi ile çekme dayanımı azalmış, sertlik değerleri ise bir miktar artış göstermiştir. Çekme deneyi
grafikleri ve kırılma yüzeyleri incelendiğinde HPT ve EKST numunelerinde SP numunelerine göre daha sünek
kırılma oluştuğu görülmüştür.
Anahtar Kelimeler: Toz metalurjisi, soğuk presleme, ekstrüzyon, yüksek basınçlı burulma, mekanik özellikler.
THE EFFECTS OF EXTRUSION AND HIGH PRESSURE TORSION ON THE
MECHANICAL PROPERTIES OF PM ALUMIX 231 AND 5% SiC p COMPOSITE
ABSTRACT
The effect of extrusion (EXTR) and high pressure torsion (HPT) on the mechanical properties of cold pressed (CP)
Alumix 231 and 5% SiC reinforced composites, produced by PM route, were examined. The changes on micro
hardness and mechanical properties of the specimens were investigated. For this purpose tensile and micro hardness
tests were carried out. SEM and optical analysis of powder metallurgy materials were also examined. The
results showed that tensile strength and hardness values in extrusion and high pressure torsion samples increased
compared to cold pressed samples. The addition of 5%SiC reinforcement into Alumix 231 resulted in a decrease
in tensile strength whereas increased the hardness values. When examining the tensile test graphics and fracture
surfaces, it was seen that HPT and EXTR samples exhibited more ductile behavior than CP samples.
Keywords: Powder metallurgy, cold pressing, extrusion, high pressure torsion, mechanical properties.
1. GİRİŞ
Teknolojinin hızlı değişimi ve buna paralel olarak malzeme teknolojisinin sürekli gelişmesi karşısında araştırmacılar
yeni malzemeler araştırmaya ve mevcut malzemeleri de geliştirmeye yönelmişlerdir. Son zamanlardaki gelişmelere
762

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
bağlı olarak üstün özelliklere sahip kompozit malzemelerin ileri mühendislik uygulamalarının kullanıldığı günümüzde
önemi giderek artmakta ve bu alanda birçok çalışmalar yapılmaktadır [1,2].
Alüminyum matrisli kompozitler (AMK), tedarik kolaylığı gibi üstün özellikleri ile geliştirebilmekte ve düşük ağırlıkları,
yüksek mukavemetleri, üstün aşınma dayanımları sayesinde birçok mühendislik uygulaması için potansiyel bir
malzeme haline gelmiştir [3]. Araştırmalar sonucunda ticari Al alaşımları ile kıyaslandığında, alüminyum matrisli
parçacık takviyeli kompozitlerde artan sertlik, aşınma direnci, mukavemet, titreşim azaltıcı ve düşük ısıl yayınım
katsayısı gibi özellikleri olduğunu ortaya çıkmıştır.
Kısa fiber, sürekli fiber ve kılcal kristal takviyeli alüminyum matrisli kompozitlerin üretiminde zorluklar yaşanmaktadır.
Son yıllarda parçacık takviyeli alüminyum matrisli kompozitlerin kullanımında bir artış görülürken, işletme giderleri
ve işlenebilirliklerindeki zorluklarla kıyaslandığında bu kompozit parçaların uygulama alanları kısıtlanmıştır [4,5].
Kompozit malzemeler, yaygın olarak otomotiv, uçak ve elektronik sanayilerinde, uzay endüstrisinde ve talaşlı imalat
sektöründe aşınma direnci, yüksek sıcaklık özelliği ve hafiflik istenen durumlarda tercih edilmektedir. Toz metalurjisi
(TM) ürünlerinin en yaygın kullanıldığı alan otomotiv endüstrisidir [6]. Özellikle dünyadaki petrol fiyatlarının artması
ile daha fazla yakıt ekonomisi yaratmak otomotiv üreticileri üzerinde artan bir baskı yaratmıştır. Araç ağırlığını
azaltarak yakıt tüketimini en alt seviyelere indirmek için günümüzde pek çok araştırma yapılmaktadır. Otomotiv uygulamalarında
TM yöntemiyle üretilen yüksek performanslı, düşük yoğunluklu parçaların hazırlanmasında en ideal
malzemelerin başında alüminyum gelir.
Ancak kalıpta presleme ve sinterleme süreci sonunda %90–95 teorik yoğunlukta numuneler elde edilirken geride
kalan gözenek miktarı dikkat çekmektedir. Bu gözenek miktarını düşürmek ve daha mukavemetli parçalar elde
etmek için TM yöntemleri dışında numunelere ikincil işlemlerin uygulanması ihtiyacı duyulmuştur. Parçacık takviyeli
AMK’de, seramik parçacıklar metalik alaşımın mekanik özelliklerini geliştirmede son zamanlarda çokça kullanılmaktadır.
Bu çalışmada, toz metalurjisi yöntemiyle üretilmiş Alumix–231 ve %5 SiC p takviyeli kompozitlere uygulanan ekstrüzyon
(EKST) ve yüksek basınçlı burulma (HPT) işlemlerinin çekme deneyi ile mekanik özellikleri ve mikro sertlik
ölçümleri ile sertlik değişimleri incelenmiştir. Burada SiC ilaveli numunelerde çekme dayanımı değeri azalmaktadır.
Mikroyapı, SEM ve TEM incelemelerinde yapıda SiC ilaveli numunede gözeneklerin diğerlerine göre daha fazla
olduğu ve en az gözeneklilik oranının HPT numunelerine ait olduğu tespit edilmiştir. Gözenekliliğin ve parçacık
boyutunun azalması ile HPT numuneleri en yüksek mekanik özellikleri taşıdığı belirlenmiştir
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Bu çalışmada ECKA Granulate Velden GmbH, Germany firmasından temin edilen Alumix 231 (2,5 Cu, 0,5 Mg, 14
Si) tozu (

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 1: HPT işleminde kullanılan hidrolik pres ve kalıp
Tablo 1. Yüksek basınçlı burulma numunelerin deneysel değerleri
Numune
Başlangıç Presleme Değeri
(GPa)
Burulma Hızı (dev/dk,
Derece)
Burulma Değeri
Alumix 231 5 0,5/180 5 tam tur
%5 SiC 5 0,2/72 5 tam tur
Elde edilen numunelerin yoğunluk, sertlik ve çekme dayanımı değerleri ölçülmüştür. Ayrıca, SiC ilavesinin etkileri
araştırılmıştır. Yoğunluk Ölçümü: Numunelerinin gerçek yoğunluk değerleri aynı dijital terazi ve yoğunluk ölçüm
kiti kullanılarak Arshimet prensibine göre yapılmıştır Her bir kompozit için teorik ve deneysel (gerçek) yoğunluk
arasındaki farklar alınarak gözenek miktarları (1)’de verilen eşitlikle hesaplanmıştır. Ölçüm sonuçları Tablo 2’de
verilmektedir.
Çekme Deneyi: SP ve EKST işlemlerinden elde edilen çekme deneyi numuneleri MPFI–10, 1998 standartlarında
olup, HPT işlemi sonucunda elde edilen çekme numuneleri boyutları ve çekme aparatı Şekil 2’de verilmektedir.
Çekme hızı 0,5 mm/dk olarak deney uygulanmıştır. Her bir grup numune için maksimum çekme dayanım değerleri
elde edilmiş ve ortalama çekme deneyi sonuçları Tablo 3’de verilmiştir.
Şekil 2. Çekme numunesi boyutu ve çekme cihazına yerleştirilen çekme aparatı
764
(1)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Mikrosertlik Ölçümü: Shimadzu mikro sertlik cihazında iz alanı temel alınarak ölçüm yapılan Vickers sertlik yöntemine
göre numunelerden sertlik ölçümleri alınmıştır. Mikro sertlik için, 2000 gf kuvvet 10 s uygulanmış, mikro sertlik
ölçümleri ortalama sonuçları Tablo 4’de verilmiştir.
3. DENEYSEL SONUÇLAR VE TARTIŞM
3.1 Yoğunluk Ölçümü
Malzeme
SP
Gözenek Miktarı (%)
Tablo 2. Numunelerin gözenek miktarı
EKST
Gözenek Miktarı (%)
765
HPT
Gözenek Miktarı (%)
Alumix 231 3,93 0,59 0,43
% 5 SiC 4,31 0,67 0,58
Numunelerinin gözenek miktarı SiC ilavesi ile artığı görülmüştür Bunun nedeni SiC parçacık yoğunluğunun Alumix
231 tozun yoğunluğundan yüksek olmasıdır. SiC parçacıklarının sertliğinden dolayı karışım tozun sıkışmaya daha
dirençli hale gelmesiyle preslenebilirliğin kötüleşmesi, parçacık takviye miktarının artmasına paralel olarak da artan
matris/takviye ara yüzey alanının artması ve bunun da gözenekliliği arttırması gösterilebilir [7].
Tablo 2 incelendiğinde numunelerde ulaşılan en düşük gözenek miktarı %0,43 ile HPT numunelerine aittir. Burada
SP numunelerine ikincil işlem olarak uygulanan EKST ve HPT işlemleri gözenekliliği en alt düzeye indirerek mekanik
özellikler açısından önemli bir avantaj sağlamıştır.
3.2 Çekme Deneyi
Malzeme
Tablo 3. Numunelerin ortalama çekme dayanımı değerleri (MPa)
SP
Çekme Dayanımı (MPa)
EKST
Çekme Dayanımı (MPa)
HPT
Çekme Dayanımı (MPa)
Alumix 231 92 253 537
% 5 SiC 69 212 418
Malzeme içerisinde SiC ilavesinin çekme dayanımı değerlerini azalttığı görülmüştür. Düşüşün sebebi, takviye hacim
oranı artışı ile çekme dayanımı düşer. Toz parçacıklarının üretimi sırasında presleme sonrasındaki oluşan gözenekler
ve matris/ara yüzey bağı iyi olmadığı durumda ara yüzey alanı artışına bağlı olarak SiC tozların birleşememesiyle
artan ara yüzey alanının kopmayı kolaylaştırması gibi faktörler bu azalmada etkili olduğu düşünülmektedir.
EKST ve HPT ikincil işlemleri de uygulansa takviye maddesi ilavesi matris katkı maddesi toz ara yüzey etkileşimin
yetersiz kalmasına ve ara yüzeylerden ayrılma kırılmasının gelişmesine ve hızla enine kesitte ilerleyerek erken
kopmaya neden olmaktadır.
Burada ikincil işlemler çekme dayanımımda EKTS işlemi SP’ye göre %400 artış sağlarken HPT işlemi EKTS işlemine
göre %200 artış sağlamıştır. Burada HPT tekniğinin temeli; malzemenin işlem sırasında hacmi değişmeden
malzemeye deforme etme amacına dayanır. Bu şekilde malzeme de tane yapısı mikron seviyeden nano seviyeye
indirilerek nano seviyede bir yapı elde edilir (Şekil 4–6). Üretilen malzemeler mikron seviyedeki aynı malzemeye
göre daha iyi özellikler gösterir. Bu da bu işlemin çok iyi olduğunu göstermektedir [8,9].
3.3 Mikro sertlik Ölçümleri
Malzeme
Tablo 4. Numunelerin ortalama sertlik değerleri (HV0.2)
SP
Sertlik Değeri
EKST
Sertlik Değeri
HPT
Sertlik Değeri
Alumix 231 33 76 239
% 5 SiC 37 77 258
Burada, HPT uygulanmış numunelerdeki sertlik değerlerinin EKST işlemine göre yaklaşık 3 kat arttığı görülmektedir.
Bunun nedeni HPT işleminin parçacıkların küçülmesi ve Si dağılımının artmasıyla tane sınırlarının çoğalması
olarak gösterilebilir. Kullanım koşullarına bağlı olarak sertlik istenilmesi durumunda TM malzemelerdeki bu sertlik
artışı önemli olabilir.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3. Alumix 231 ve %5 SiC HPT numunelerinin sertlik değerlerinin merkeze olan uzaklığa göre değişimi
Şekil 3’te görüldüğü gibi numunenin merkezinden kenara gidildikçe homojen bir sertlik dağılımı olmadığı gözlemlenmektedir.
Bunun nedeni, kenar bölgelerde gerinim artışından dolayı tane küçülmesinin daha fazla yaşanmasıyla
açıklanabilir.
Tane küçülmesine sebep olan gerilme, çalışma sertleşmesine, hızı da sertlik artışına sebep olmaktadır. Farklı
çalışmalarda da belirtildiği gibi işlemin etkisi merkezden kenar bölgeye doğru gidildikçe daha fazladır [10]. Dikkat
edilirse %5 SiC ilavesi sertlikte ciddi artış oluşturmamıştır ve sertlik değişimi merkezden uzaklaştıkça ilavesiz matris
malzemeye paralel gitmektedir.
3.4 Mikroyapı İncelemeleri
EKTS ve HPT Alumix 231 matris malzemeye ait numunelerin yüzeylerinden alınan XRD görüntü analizi Şekil 4’de
verilmiştir.
Şekil 4. Alumix 231 EKST ve HPT numunesine ait XRD grafiğinde Si pikleri
Grafikten de görüldüğü gibi 56. pikte Si parçacıklarının HPT sonrası küçüldüğü hatta bazı piklerde kaybolduğu
tespit edilmiştir. Alumix 231 alaşımının EKST ve HPT (P=5GPa ve N=5) numunelerine ait SEM görüntüleri ve SEM
fotoğraflarından ölçülerek (Clemex image analysis) belirlenen silisyum fazların boyut dağılımı Şekil 5’te gösterilmektedir.
766

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 5. Alumix–231 için (a) EKST ve (b) HPT numunesine ait Si dağılım grafiği ve SEM görüntüleri
Toz halindeki işlem görmemiş Alumix–231 matriste ötektik altı ikincil silikon fazları ~20–30 µm boyutlarındadır [11].
Alaşım, EKST alaşıma göre HPT sonrası daha modüller ve küçük ötektik silisyum fazları bulunmaktadır. Ayrıca
silisyum fazları HPT sonrası Al metal matris içerisine daha homojen dağılma göstermektedir. Hem EKTS hem de
HPT sonraki alaşım, ~0,3–3,8 µm arasında değişen silisyum fazların boyut dağılımına sahiptir. Fakat EKTS sonrası
alaşım farklı boyut gruplarında faz dağılımı gösterirken, HPT sonrasında daha homojen ve küçük boyutta silisyum
faz dağılımı göstermektedir. Bir mikron altında (∼1,0 µm) silikon faz oranı HPT sonrası %89,5 iken EKTS sonrası
70,4 %’tir. Yine 0,5 mikron altında (∼ 0,5) silikon faz 58,6 % iken EKTS sonrasındaki 30,9 % oranındadır.
Şekil 6. %5 parçacık takviyeli numunelerin SiC parçacıkların SEM görüntüleri
HPT işleminde takviye fazı üzerinde çok fazla küçülerek EKST işlemindeki gibi matris içerisinde dağılımında farklılık
sağlanmamıştır. Ayrıca, parçacık bazında Şekil 6.(d)’de görüldüğü gibi parçacık çevresinde az miktarda kırılmalara
sebep olsa da SiC’ün matris malzemeden sert olması nedeniyle takviye elemanın küçülmesi ve daha homojen
dağılımı söz konusu olmamıştır. Bu durum farklı çalışmalarla da desteklenmektedir [12]. Burada Şekil 6. (b) ve (d)
incelendiğinde ikincil faz olan Si parçacıkları HPT öncesinde uzun ve yaygın iken sonrasında daha yuvarlak ve düzgün
hale gelmiştir [13].Çekme deneyi sonrası kırılma yüzeylerinden alınan SEM görüntüleri Şekil 7’de verilmiştir.
767

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 7. %5 parçacık takviyeli numunelerin mikroyapı görüntüleri
Kırılma yüzeylerinin SEM görüntüleri incelendiğinde, SiC ile ana malzeme arasında SP numunelerinde yeterli ıslatma
gerçekleşmediği görülmektedir. Buna bağlı olarak matris takviye malzemesi arasında oluşan birleşmenin yeterli
olmadığı ve kırılmanın daha düşük kuvvetlerle gerçekleştiği düşünülmektedir. EKST ve HPT numunelerinin Alumix
231 ve %5 SiC parçacık numunelerinde sünek kırılma gözlenmiştir. Mekanik özelliklere bakıldığında HPT numunelerinin
çekme mukavemetinin oldukça yükseldiği görülmektedir. Tahmin edildiği gibi uygulanan burulma işleminin,
numunelerin mekanik özelliklerini iyileştirdiği yönünde bilgi vermektedir [8]. SP numunelerine direk HPT işlemi yapıldığında
başarısız olunmuştur. SP numuneleri HPT işlemi başlangıcında gerekli sünekliği taşımadığı için uygulama
başlangıcında numuneler kırılmıştır. Dolayısıyla SP numunelerinde direk HPT işlemi uygulanmamıştır.
4. SONUÇLAR
-
-
-
İkincil işlemler çekme dayanımımda EKST işlemi SP’ye göre %400 artış sağlarken HPT işlemi EKST işlemine
göre %200 artış sağlamıştır.
Alumix–231 içerisindeki %5 SiCp ilavesi ile, çekme dayanımı azalmış, sertlik değerleri ise bir miktar artış göstermiştir.
HPT ve EKST numunelerinde TM numunelerine göre daha sünek kırılma oluştuğu görülmüştür.
5. TEŞEKKÜR
Bu çalışma, Pamukkale Üniversitesi Bilimsel Araştırma Projeleri Komisyonu tarafından, BAP 2009/032 nolu projesi
ile desteklenmiştir. Prof. Dr. Mehmet TÜRKER’e laboratuar imkânlarını sağladığı için teşekkürlerimizi sunuyoruz.
KAYNAKLAR
1. Akbulut, H., “Alümina Fiber Takviyeli Metal Matrisli Kompozitlerin Üretimi ve Mikroyapı-Özellik İlişkilerinin İncelenmesi”,
Doktora Tezi, İTÜ Fen Bilimleri Enstitüsü (yayımlanmamış), İstanbul, 1995.
2. Ögel, B. “Kompozit Malzemelerde Son Gelişmeler ve İleriye Dönük Beklentiler”, 9. Uluslararası Metalurji ve
Malzeme Kongresi, İstanbul, Vol. 33, pp. 639–650, 1997.
3. Toptan, F., “Alüminyum Matrisli B C Takviyeli Kompozitlerin Döküm Yöntemiyle Üretilmesi”, Yüksek Lisans
4
Tezi, YTÜ Fen Bilimleri Enstitüsü, İstanbul, 2006.
4. O’Donnell, G., Looney, L., “Production of Aluminium Matrix Composite Components Using Conventional PM
Technology”, Materials Science and Engineering, Vol. A303, pp. 292 – 301, 2001.
5. Wlodarczyk-Flıgıer A., Dobrzanskı L.A., Kremzer M., Adamıak M., “Manufacturing of aluminium matrix composite
materials reinforced by Al O particles”, Journal of Achievements in Materials and Manufacturing
2 3
Engineering, Vol. 27, pp. 99-102, 2008.
768

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
6. Şahin, S., Akgün, S., Uzkut, M., Köksal, N.S., “T/M Yöntemi ile Üretilmiş Al Esaslı SiC, Al2O3
, SiC + Al2O3 Takviyeli Kompozitlerin Aşınma Davranışının İncelenmesi”, 10. Denizli Malzeme Sempozyumu ve Sergisi,
Denizli, pp.442 –449, 2004.
7. German, R.M., Powder Metallurgy Science, MPIF, Princeton, NJ, USA, 1994.
8. Cepeda-Jiménez,
C.M., García-Infanta, J.M., Zhilyaev, A.P., Ruano, O.A., Carre˜no, F., “Influence of the Ther-
9.
mal Treatment on the Deformation-induced Precipitation of a Hypoeutectic Al–7 wt% Si Casting Alloy Deformed
by High-pressure torsion”, Journal of Alloys and Compounds, Vol. 509, pp. 636–643, 2011.
Rajinikanth, V., Venkateswarlu, K., Sen, M. K., Das, M., Alhajeri, S.N. and Langdon, T.G., “Influence of scan-
dium on an Al–2% Si alloy processed by high-pressure torsion”, Materials Science and Engineering A, Vol.
528, 1702–1706, 2011.
10. Edalati, K. and Horita, Z., “Universal Plot for Hardness Variation in Pure Metals Processed by High-Pressure
Torsion”, Materials Transactions, Vol. 51, pp. 1051-1054, 2010.
11. Heard, D.W., Donaldson, I.W. and Bishop, D.P., “Metallurgical Assessment of A Hypereutectic Aluminum–Silicon
P/M Alloy”, Journal of Materials Processing Technology, Vol. 209, pp. 5902-5911, 2009.
12. Sabirov, I., Kolednik, O. and Pippan, R., “Homogenization of Metal Matrix Composites by High-Pressure Torsion”,
Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 36A, pp. 2005-2861, 2005.
13. Edalati, K. and Horita, Z., “Application of high-pressure torsion for consolidation of ceramic powders”, Scripta
Materialia, Vol. 63, pp. 174–177, 2010.
769

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
METALLIC FOAM
www.turkishpm.org
770

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ALSi7, ALSi14 VE ALSi14CU4,5 KARIŞIM TOZLARDAN ALÜMİNYUM
SANDVİÇ KÖPÜK ÜRETİLEBİLİRLİĞİNİN ARAŞTIRILMASI
Hüseyin DEMİRTAŞ * ve Mehmet TÜRKER**
* Karabük Üniversitesi Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 78050, Karabük,
hdemirtas@karabuk.edu.tr
** Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Teknikokullar, 06500, Ankara,
mturker@gazi.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada toz metalurjisi yöntemi ile düşük ergime derecesine sahip üç farklı Al alaşımının sandviç köpük üretimi
araştırılmıştır. Kullanılacak malzemelerin kimyasal bileşimi AlSi7, AlSi14 ve AlSi14Cu4,5 olarak belirlenmiştir.
Deneyler sonucunda üç alaşımın da saf alüminyumdan oldukça düşük sıcaklıklarda köpürdüğü ve sandviç üretimi
için uygun olduğu belirlenmiştir.
Anahtar Kelimeler: Toz metalurjisi, alüminyum sandviç köpük.
INVESTIGATION OF ThE REPRODUCTIBILITY OF ALUMINIİUM SANDwICh FOAM FROM ALSi7, ALSi14
AND ALSi14CU4,5 PREMİXED POwDERS
ABSTRACT
In this study, reproducibility of sandwich foam by using three different Al alloys, which have low melting points,
have been investigated. The chemical compositions of the powder were chosen as AlSi7, AlSi14 and AlSi14Cu4.5.
Experimental results has show that each three alloys foaming lower temperature than pure aluminum and detected
as suitable for sandwich production.
Keywords: Powder metallurgy, aluminum sandwich foam
1. GİRİŞ
Sandviç yapılar kemiklerde ve yetişkin ağaç dallarında görüldüğü gibi tabiatta var olan bir malzeme türüdür. Bu
noktada tabiatın mükemmelliğini göz önüne alırsak sandviç yapıların gerekliliğini ve önemini daha iyi anlarız. Bu
yapılar genel olarak hafif çekirdek malzemesinin sert iki dış tabaka arasına yerleştirilmesi ile üretilir ve aynı ölçülerdeki
yekpare malzemeye göre özgül mukavemeti daha yüksektir. Özgül mukavemetinin sağladığı ağırlık kazancının
yanı sıra ses ve ısı yalıtımı, titreşim emme, darbe absorbsiyonu ve daha uzun yorulma ömrü gibi özelliklerin bir
kısmını veya hepsini ihtiva edebilir [1,2]. Genel olarak baktığımızda bu tür yapılarda minimum malzeme kullanılarak
maksimum performans, yapısal optimizasyon prensibi görülmektedir [3].
Sandviç yapıların iç kısımlarında kullanılan çekirdek malzemesi olarak genelde polimer, metal, ağaç ve bunların
çeşitli şekiller verilmiş türevleri kullanılmaktadır. Fakat bu malzemelerden dolayı sandviç yapıların olumsuz yönleri
genel olarak; neme duyarlı olmaları, yanma dirençlerinin düşük olması ve burulma riskinin klasik malzemelerden
daha yüksek olması şeklinde sıralanmaktadır [4]. Bahsedilen olumsuzluklar geliştirilen yeni malzeme türleri ile aşılmaya
çalışılmaktadır. Bu konuda iyi bir alternatif olarak bakılan metal köpükler akademik olarak yoğun bir şekilde
araştırılan, kısmen sanayi uygulamaları olan ve umut vadeden bir malzeme sınıfıdır.
771

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Metal köpükler çinko, kurşun, titanyum, çelik gibi çeşitli metal ve alaşımları ile üretilebilmekle birlikte düşük yoğunluk,
yüksek korozyon direnci, uygun maliyet ve diğer metallere göre kolay üretilebilirlik gibi birçok üstün avantajları
sebebi ile alüminyum ve alaşımları daha fazla tercih edilmektedir [5,6].
Alüminyum köpükler kısaca özetlenecek olursa; tam olarak karakterize edilmemiş, düşük yoğunluklu ve alışılmışın
dışında mekanik, termal, elektrik, akustik özellikler barındıran bir malzeme sınıfıdır. Bu malzemeler, enerji absorbsiyonu,
ısı kontrolü, yalıtım, hafif yapılar gibi çeşitli alanlarda kullanım potansiyeline sahiptir. Ayrıca geri dönüşümlü
olmaları ve toksik özellik içermemelerinden dolayı çevreye zararları yoktur [5,7,8]. Bunların yanı sıra diğer malzemelerin
köpük yapıları ile mukayese edildiğinde; mekanik dayanımı, sertliği ve enerji absorbsiyonu polimer köpüklerden
daha yüksektir. Termal ve elektrik iletkenlikleri vardır ve mekanik özelliklerini polimer köpüklere göre daha
yüksek sıcaklıklara kadar sürdürebilirler. Ayrıca zorlu şartlarda polimer köpüklere göre daha kararlıdır. Seramik
köpüklerin aksine plastik deforme olabilir ve böylece enerji absorbe edebilirler [9].
Alüminyum köpük kullanarak sandviç yapı üretiminde yüzey levhaları köpüğe çeşitli yöntemlerle bağlanabilmektedir.
Bu yöntemler köpüğün türüne ve üretim yöntemine göre değişmektedir. Farklı alaşımlardaki alüminyum köpük
ve alüminyum levha kullanarak sandviç yapı üretimi, bağlanma mekanizmaları yönünden temel olarak köpürtme
esnasında oluşturulan doğal bağlanma (in-situ bonding) ve köpürtme sonrası ilave bağlayıcılar yardımı ile yapay
bağlanma (ex-situ bonding) olarak ikiye ayrılabilir [10,11]. Bu yöntemlerden ilave ağırlık içermeme, ısıya duyarlı
olmama, kolay geri dönüşüm gibi birçok sebeple doğal bağlanma yönteminin kullanılması daha avantajlıdır.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Bahsedilen doğal bağlanma ile alüminyum sandviç köpük (AFS) üretiminde dış tabaka ve köpüren malzeme eş
zamanlı ısıtılmaya tabi tutulmaktadır. Bu sebeple alüminyum levha ergimeden köpürmenin gerçekleştirilmesi gerekmektedir.
Bunun için izlenen yol köpürtülecek alüminyumun alaşımlandırılarak ergime sıcaklığının düşürülmesidir.
Yapılan çalışmalarda genelde silisyum ve bakır kullanılarak alüminyumun alaşımları oluşturulmaktadır [10-12]. Bu
çalışmada saf alüminyuma silisyum ağırlıkça %7, %14 ve AlSi14’e %4,5 bakır ilave edilmiş üç farklı toz karışımının
köpürtülebilirliği incelenmiştir. Ayrıca bütün alaşımlara köpürtücü madde olarak ağırlıkça % 0,6 TiH 2 katılmıştır.
Deneylerde toz olarak ECKA firmasından temin edilen %99,9 saflıktaki AS 91/S kodlu alüminyum tozu kullanılmıştır.
Ayrıca alüminyumu alaşımlandırmak için ortalama 63µm boyutunda bakır tozu ve 10µm boyutunda, %99,9
saflıkta silisyum (AEE SI 102) tozu kullanılmıştır. Köpürtücü madde olarak, Aldrich firmasından sağlanan - 325
mesh boyutunda ve %98 saflıkta TiH 2 tozu kullanılmıştır. Sandviç yapı üretimi için, yüzey tabakası olarak piyasada
yaygın olarak bulunan ticari saflıktaki alüminyum plakalar tercih edilmiştir. İşlem basamakları alttaki resimde (Şekil
1) gösterilmektedir.
Sekil 1. Uygulama islem basamakları
772

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 1’deki işlem basamaklarında görüldüğü gibi numune hazırlama işleminde, önce 1/10000 g hassasiyetinde
hassas terazi kullanılarak belirli oranlarda hazırlanan tozlar (a) Turbula marka T2 F tipi üç eksenli karıştırıcı ile homojen
bir dağılım elde etmek amacıyla karıştırılmıştır (b). Karışım tozları blok haline getirebilmek için çelik kalıplar
kullanılarak tek eksenli preslenmiş ve 30x50x10 mm boyutlarında numuneler üretilmiştir (c). Presleme esnasında
yağlayıcı olarak çinko stearat (Zn-55) kullanılmış ve pres basıncı olarak 600 MPa uygulanmıştır. Blok haline getirilmiş
numunelere 450°C de üç saatlik kısmi sinterleme uygulanmıştır (d). Kısmi sinterleme sonrası son işlem olarak
blok malzemeler 450°C’ de %50 oranında deformasyona uğratılmıştır (e). Deformasyon sonrası bloklar ikiye bölünerek
yaklaşık 30x30x5 mm boyutunda köpürtülmeye hazır numuneler elde edilmiştir.
Köpürtülmeye hazır numuneler atmosfer ortamında çeşitli sıcaklıklarda köpürtülmüştür. Elde edilen köpük numunelerin
0,0001g hassasiyetindeki yoğunluk ölçme cihazı kullanılarak Arşimet prensibine göre yoğunlukları belirlenmiştir.
Köpüğün gözenekliliği (p) aşağıda verilen formül ile köpük yoğunluğunun (ρ*) köpüğün hücre duvarlarını
oluşturan malzemenin yoğunluğuna (ρs) oranlayarak elde edilmiştir [13].
Son karakterizasyon işlemi olarak köpükler köpürme doğrultularında kesilmiş ve yüzeyi klasik metalografik tekniklerle
hazırlanan numunelerin, bilgisayar destekli Leica marka mikroskopta ortalama hücre duvar kalınlıkları belirlenmiştir.
3. DENEYSEL SONUÇLAR
Köpürmeye hazır numuneler 590°C - 710°C arasında çeşitli sıcaklıklarda en fazla 50 dakika süre ile köpürtme işlemine
tabi tutulmuştur. Köpürtme işlemi, fırın camından gözlemlenerek köpürmenin ilk safhaları ve çökmelerini içine
alan, çeşitli sürelerde yapılmıştır. Bu köpürtme süreleri içerisinde numunelerden elde edilen en düşük yoğunluklar
aşağıdaki grafikte verilmiştir
Şekil 2. Farklı alaşımlarda köpürtme sıcaklığının yoğunluğa etkisi
Grafikte görüldüğü gibi en düşük sıcaklık olan 590°C’ de sadece bakır ilaveli olan karışım 50 dakikalık bekleme
sonrası verilen yoğunluk değerine kadar köpürme göstermiştir. Aynı sıcaklıkta diğer karışımlar 50 dakikalık süre
içerisinde yeterli köpürme göstermemiş ve daha fazla bekletilmemiştir. AlSi14 alaşımında 630°C’ den sonra artan
sıcaklık ile yoğunlukta belirli bir değişimin olmadığı diğer iki alaşımda ise artan sıcaklık ile yoğunluğun kısmen
düştüğü ve sonra tekrar yükseldiği görülmektedir. Köpüklerin viskoziteleri artan sıcaklık ile düşmektedir ve buda
köpüğün kararlılığını olumsuz yönde etkilemektedir. Ayrıca yine artan sıcaklık ile köpürtme süresindeki bir dakikalık
değişiklik köpüğü bariz şekilde etkilemektedir. Yapılan deneylerde ise en fazla bir dakikalık farklar gözlemlenmiştir.
Sonuçta artan sıcaklık ile yoğunluk değişimleri anlık gözlemlenmediği için yüksek sıcaklıklarda sonuçların kısmen
yanıltıcı olabileceği öngörülmüştür. En düşük yoğunluk ise 690°C’ de 9 dakikalık köpürtme sonrası AlSi7 alaşımında
görülmüştür. Diğer alaşımlarda ise sırası ile AlSi14Cu4,5; 670°C’ de 11 dakikada ve AlSi14; 630°C’ de 20 dakikada
en düşük yoğunluklar elde edilmiştir. Sonuçta genel olarak grafiğe baktığımızda AlSi7 alaşımlı köpüklerde her sıcaklıkta
en düşük yoğunluğun elde edildiği görülmektedir. Aşağıdaki şekilde üç farklı alaşımın en düşük yoğunlukları
ve bu yoğunluklara ait makro görüntüleri verilmiştir.
773

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekildeki görüntülere baktığımızda genel olarak homojen bir gözenek dağılımı görülmekte birlikte AlSi14 alaşımı
diğerlerine göre daha düzensiz bir yapı sergilemiştir. AlSi7 alaşımında ise köpüğün kenarlarında küçük gözenekler
oluşmakla birlikte genelde iyi gözenek dağılımına sahiptir. Bakır ilaveli alaşım ise yaklaşık her sıcaklıkta iyi bir gözenek
morfolojisi göstermiştir.
Köpüklerin göreceli yoğunluklarına baktığımızda hücre duvarını oluşturan malzemenin teorik yoğunluğunu belirlemek
için; köpüğü oluşturan malzemenin yoğunluğu (d k ), karışımı oluşturan malzemelerin kütleleri toplamının
(m 1 +m 2 +m n ) hacimleri (v 1 +v 2 +v n ) toplamına bölünmesi ile elde edilir. Daha sonra göreceli yoğunluk (ρ = ρ*/ρs) ve
yüzde gözeneklilik [(1- ρ)x100] belirlenir:
ρs = (m 1 + m 2 ) / (v 1 + v 2 )
d(AlSi7) = 93 + 7 / [(93 / 2,698) + (7 / 2,33)] = 2,66 g/cm 3
ρ(AlSi7) = 0,389 / 2,66 = 0,146
Gözeneklilik = % 85,4
d(AlSi14) = 86+14 / [(86/2,698) + (14/2,33)] = 2,64 g/cm 3
ρ(AlSi14) = 0,512 / 2,64 = 0,194
Gözeneklilik = % 80,6
d(AlSi14Cu4,5) = 81,5+14+4,5 / [(81,5 / 2,698) + (14 / 2,33) + (4,5/8,92)] = 2,724 g/cm 3
ρ(AlSi14Cu4,5) = 0,442 / 2,724 = 0,162
Gözeneklilik = % 83,8
Hesaplamalarda görüleceği gibi köpüklerin gözeneklilikleri yoğunluklarına paralel olarak değişmektedir. Fakat köpüğü
oluşturan bileşenlerin yoğunlukları hesaba katıldığı için ağır bakır tozları içeren karışımın gözenekliliği beklenenden
daha yüksek çıkmaktadır. Yani bakır alaşımlı köpük diğer numuneler kadar, hatta daha fazla gözenekliliğe
sahip olsa dahi yoğunluğu daha fazla çıkabilir. Buda yoğunluğu yüksek alaşım katkılarının dezavantajıdır. Ayrıca
alüminyuma katılan Cu, Si elementine göre ötektik sıcaklığı daha fazla düşürmektedir. Fakat ötektik noktaya ulaşmak
için oldukça fazla bakır ilavesi gerekmekte (% 33 Cu, 548,2 °C) ve bakırın bahsedilen olumsuzluğu sebebiyle
bu alaşım cazip olmamaktadır [14].
Son olarak elde edilen köpüklerin duvar kalınlıklarına bakıldığında ise mikroskop altında hücre duvarlarının düzgün
boyutlu olmamalarından dolayı ortalama duvarların ince ve kalın kısımları ayrı olarak ölçülerek verilmiştir. Aşağıdaki
fotoğrafta AlSi14 alaşımlı köpüğün hücre duvarının mikroskop altındaki görüntüsü verilmiştir.
774
Şekil 3. Farklı
alaşımlardaki köpüklerin
en düşük yoğunluk
değerleri ve optik
görüntüleri
Şekil 4. AlSi14 alaşımlı
köpüğün hücre duvarının
mikroskop görüntüsü

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Yapılan ölçümler neticesinde AlSi7 alaşımlı köpüğün hücre duvarları kalın bölgelerde 82µm, ince bölgelerde 57µm,
AlSi14 alaşımında kalın bölgelerde 145µm ve ince bölgelerde 84µm ve son olarak AlSi14Cu4,5 alaşımında ise
kalın kısımlarda 295µm, ince kısımlarda ise 125µm ve olarak belirlenmiştir. Eşit ağırlıklı numuneler için artan hücre
duvar kalınlığının azalan hücre duvar miktarını ve bu da artan gözenek boyutunu göstermektedir. Yani ortalama
gözenek boyutları küçükten büyüğe; AlSi7, AlSi14 ve AlSi14Cu4,5 olarak sıralanabilir. Yapılan diğer akademik çalışmalar
da bu sonucu doğrulamaktadır [15].
4. SONUÇ ve ÖNERİLER
Yapılan çalışmalar neticesinde üç farklı alaşımın da 630°C civarında yeterli köpürme gösterdiği gözlemlenmiştir.
Bu da her üç alaşımın alüminyum levha kullanarak köpürtme esnasında sandviç köpük üretiminde kullanılabilecek
yeterlilikte olduğunu göstermektedir. En düşük köpürme sıcaklığını ve en iyi gözenek morfolojisini AiSi14Cu4,5 alaşımı
göstermiştir. AlSi7 alaşımı da oldukça iyi sonuçlar vermiş ve en düşük yoğunluk bu alaşımdan elde edilmiştir
ki zaten birçok akademik çalışmada bu alaşım tercih edilmiştir [10,11,16]. AlSi14 alaşımlı köpük ise çok iyi sonuçlar
vermemekle birlikte kullanılabilecek niteliktedir.
KAYNAKLAR
1. K.P. Jackson, J.M. Allwood, M. Landert, ‘‘Incremental forming of sandwich panels’’, Journal of Materials Processing
Technology, 1–14 2008.
2. Sandwich Data Sheet, Alulight international GmbH., Ranshofen, 2007.
3. S. Herrmann, P. C. Zahlen, and I. Zuardy, Sandwich Structures 7, Netherlands, Airbus Deutschland GmbH,
13–26, 2005.
4. D. Gay, S. V. Hoa, S. W. Tsai, Composite Materials Design And Applications, United States of America, CRC
Press, 2003.
5. M.F. Ashby, A.G. Evans, N.A. Fleck, L.J. Gibson, J.W. Hutchinson and H.N.G. Wadley, Metal Foams: A Design
Guide, Boston, Butterworth-Heinemann 1, 2000.
6. J. Banhart, J. Baumeister, M. Weber, ‘‘Powder Metallurgical Technology for the Production of Metallic Foams’’,
in Conf. Rec. 1995 European Conference on Advanced PM Materials, 201–208.
7. R. Montanini, ‘‘Measurement of strain rate sensitivity of aluminium foams for energy dissipation’’, International
Journal of Mechanical Sciences, 47: 26–42, 2005.
8. J. Vogel, J. Keller, A. Sviridov, H.J. Feige, K. Kreyssig, J. Auersperg, P. Plass, H. Walter, ‘‘Characterization of
Strength Behavior of Aluminium Foam Sandwiches Under Static Load’’, Strain, 1–9, 2009.
9. L. P. Lefebvre, J. Banhart, D.C. Dunand, ‘‘Porous Metals and Metallic Foams: Current Status and Recent Developments’’,
Advanced Engineering Materials 10 (9): 775–787, 2008.
10. J. Banhart, H. Seeliger, “Aluminium foam sandwich panels: manufacture, metallurgy and applications”, Advanced
Engineering Materials, 9: 793–802 2008.
11. J. Banhart, H. Stanzick, L. Helfen, T. Baumbach, K. Nijhof, ‘‘Real-time Xray Investigation of Aluminum Foam
Sandwich Production’’, Advanced Engineering Materials, 6: 407–411 2001.
12. D. Schwingel, H.W. Seeliger, C. Vecchionacci, D. Alwes, J. Dittrich, “Aluminium foam sandwich structures for
space applications”, Acta Astronautica, 61: 326–330 2007.
13. Y. Mu, G. Yao, H. Luo, ‘‘Anisotropic damping behavior of closed-cell aluminum foam’’, Materials and Design,
31: 610–612 2010.
14. H. Baker, ASM Handbook Volume 3, USA, ASM International, 3. Ed. 2.44, 2.51 1999.
15. H. Demirtaş, ‘‘Toz metalurjisi yöntemi ile alüminyum esaslı köpük sandviç yapı üretimi’’, Yüksek Lisans Tezi,
Gazi Üniversitesi Fen Bilimleri Enstitüsü, Ankara, 2010.
16. H. Yu, G. Yao, X. Wang, Y. Liu, H. Li, ‘‘Sound insulation property of Al–Si closed-cell aluminum foam sandwich
panels’’, Applied Acoustics, 68: 1502–1510 2007.
775

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MEKANİK ALAŞIMLANMIŞ Al 2 O 3 TAKVİYELİ AlSi7Mg0,6 ESASLI
TOZLARDAN METALİK KÖPÜK ÜRETİMİ VE ÖZELLİKLERİNİN
İNCELENMESİ
Yasin PELİT * , Mehmet TÜRKER **
* Gazi Üniversitesi, Fen Bilimleri Enstitüsü, Metal Eğitimi Bölümü
** Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Teknikokullar, 06500, Ankara,
mturker@gazi.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada Al 2 O 3 takviyeli Al esaslı metalik köpük üretimi için Al, Si, Mg ve TiH 2 tozları 30 dakika süreyle üç
eksenli karıştırma yapabilen turbula cihazında karıştırılmıştır. Daha sonra Szegvari tip mekanik alaşımlama cihazında,
1/10 toz bilye oranında ve argon atmosferi altında, 350 dev/dk hızda, 15, 30, 60, 120 dakika sürelerde MA
yapılmıştır. MA yapılmış tozlar 400 MPa basınç altında kalıp içerisinde tek yönlü olarak sıkıştırılmıştır. Sıkıştırılan
numuneler 550ºC sıcaklıkta ekstrüzyon işleminden geçirilmiştir. Daha sonra 500ºC’ de haddelenerek köpürmeye
hazır levha şeklinde numuneler elde edilmiştir. Bu numuneler 690 ºC ve 7 dk süreyle köpürtme işlemine tabi
tutulmuştur. Köpük malzemeler mikro ve makro boyutta incelemeler yapılmış ve MA süresine bağlı olarak köpük
malzemelerin yoğunluğunda artma, 15 ve 60 dk MA yapılmış tozlardan elde edilen köpük malzemesinin gözenek
morfolojisinde daha homojen bir dağılım gösterdiği görülmüştür.
Anahtar Kelimeler: Mekanik Alaşımlama, Al Köpükler, Toz Metalurjisi
PRODUCTION OF METALLIC FOAM FROM MECHANICALLY
ALLOYED Al 2 O 3 REINFORCED AlSi7Mg0.6 POWDERS AND INVESTIGATION
OF ITS PROPERTIES
ABSTRACT
In order to produce Al 2 O 3 reinforced Al based metallic foam Al, Si, Mg and TiH 2 powders were mixed in a three
dimensional turbula for 30 min and then mechanically alloyed in a Szegvari type attritor for 15, 30, 60, 120 minutes
with the powder ball ratio of 1/10 at 350 rev/min in Ar atmosphere. Powders were compacted in a steel die by using
a uniaxial press at 400 MPa pressure. Compacted powders were extruded at 550ºC and then hot rolled at 500ºC to
produce foamable precursor sheet. Sheets were then subjected to foaming process at 690 ºC for 7 min. Macro and
micro examinations were carried out on the foamed materials. It was found that higher mechanical alloying duration
resulted in the formation of denser foam material however, foam produced from 30 and 60 minutes mechanically
alloyed powders showed more homogeneous pore morphology.
1. GİRİŞ
Teknolojinin ilerlemesi ile birlikte malzeme biliminde önemli gelişmeler yaşanmaktadır. Malzeme biliminin son gelişmeleri
arasında metalik köpükler önemli bir yer tutmaktadır. Metalik köpükler, gözenekli yapıya sahiptir ve bu yapı
üretim esnasında bazı işlemler uygulandıktan sonra ortaya çıkar. Doğal köpük ile hiçbir ilgisi olmamasına rağmen
görünüm ve bazı özelliklerinden dolayı “metalik köpük” diye adlandırılır [1].
776

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Toz metalurjisi (TM) yöntemiyle Al esaslı metalik köpük üretimi toz haldeki Al, köpürtücü madde (genellikle TiH 2 ) ve
diğer alaşım elementlerinin preslenmesiyle elde edilen kompakt yapının ergime sıcaklığının üzerinde bir sıcaklığa
kadar ısıtılmasıyla devam eder. Sıvı metal içerisinde TiH 2 ‘in ayrışmasıyla gözenek çekirdekleri oluşmaya başlar ve
zamana bağlı olarak hücresel yapıları oluşturur [2]. Hücresel malzemeler arasında seramik, metalik ve polimer gibi
malzemeler sayılabilir. Metalik köpükler, mekanik özelliklerin iyi olmasından dolayı günümüzde artan öneme sahip
malzemelerdir [3].
Metalik hücreli malzemelerin yapısal kullanım alanları arasında otomotiv, demiryolu ve inşaat endüstrileri, uzay
araçları, gemi ve spor malzemeleri yapımı ve biyomedikal uygulamalar; işlevsel kullanım alanları arasında ise
filtreleme ve ayırma, ısı dönüştürücü, soğutma sistemleri, elektrokimyasal uygulamalar, su arıtma, sıvı muhafaza
ve iletimi gibi uygulamalar sayılabilir [4]. Farkı özelliklere sahip malzemelerin iyi özelliklerini bir araya getirerek
üstün özelliklere sahip kompozit malzemeler üretilir. Üretimdeki bu çeşitlilik üretim yöntemlerine de yansımaktadır.
Mekanik alaşımlama (MA) yöntemi ile metalik köpük üretimi bu konuya örnek olarak verilebilir. MA bir katı toz üretim
metodu olup, genellikle yüksek enerjili değirmenler kullanılarak yapılır. MA değirmenine genellikle biri kolay sekilenebilen
(sünek) metal tozları ve diğerleri kırılgan, metal veya seramik tozlar konularak alaşımlama/öğütme işlemi
yapılır. Atritör tipi MA değirmenleri genellikle su soğutmalıdır ve öğütme sırasında oksitlenmeyi minimuma indirmek
için Ar, H veya N gazı kullanılır [5].
Bu çalışmada MA yöntemiyle homojen yapıda Al 2 O 3 takviyeli alüminyum esaslı metalik köpük üretimi gerçekleştirilip
MA süresinin köpük malzemenin gözenek yapısına etkisi incelenmiştir.
2. DENEYSEL ÇALIŞMA
2.1. Malzeme ve Yöntem
Bu çalışmada alüminyum köpük malzeme üretmek için %99,7 saflıkta Al, %7 Si, %0,6 Mg, %2 Al 2 O 3 , %0,8 TiH 2
tozları kullanılmıştır. Tozlar turbola cihazında homojen bir karışım elde etmek amacıyla 30 dakika süreyle karıştırılmıştır.
Daha sonra Szegvari tip atritörde 1/10 toz bilye oranında ve Ar atmosferi altında, 350 dev/dk hızda 15, 30, 60,
120 dk sürelerde MA işlemine tabi tutulmuştur. Tozlar daha sonra kalıp içerinde 400 MPa basınç altında tek yönlü
olarak sıkıştırılmıştır. Sıkıştırılan numuneler 550 ºC’de 1/3 oranında ekstrüzyona tabi tutulmuş ve 500 ºC’de haddelenerek
levha halinde köpürtülmeye hazır numuneler elde edilmiştir. Bu numunelerin köpürtme işlemi 690 ºC’de
ve 7 dk süreyle gerçekleştirilmiştir. Elde edilen köpük malzemelerin makro ve mikro yapı incelemeleri yapılmıştır.
Yapılan çalışmalar sonucunda 15 dk MA yapılmış malzemenin gözenek yapısının diğerlerine göre daha homojen
dağılım sergilediği belirlenmiştir.
3. DENEY SONUÇLARI VE TARTIŞMA
3.1. MA Süresinin Lineer Genişlemeye Etkisi
MA süreleri ve buna bağlı olarak köpük malzemelerin lineer genişlemesi Şekil 1’de görülmektedir. 15 dk MA yapılmış
numune %226 lineer genleşme oranıyla en fazla lineer genleşmeye sahip köpük malzemesi olduğu görülmektedir.
Karışım tozları 30 dk MA yapıldığında ise köpük malzemenin lineer genişlemesi belirgin bir şekilde azalarak %132
ye gerilediği görülmektedir. MA süresi artırılıp 60 dk’ ya çıkarıldığında ise köpük malzemenin lineer genişlemesi
%193’e çıktığı görülmektedir. 120 dk MA yapılmış tozlardan elde edilen köpük malzemenin lineer genişlemesinde
tekrar bir düşüş olduğu ve %165’ e gerilediği görülmektedir. Bunun muhtemel sebebinin MA süresine bağlı olarak
değişen toz tane boyutu olduğu düşünülmektedir. Arık ve arkadaşları yaptıkları çalışmada MA için kullandıkları Al
ve Al 4 C 3 tozlarını 0.5, 1, 2.5, ve 7.5 saat çelik bilye ortamında MA yapmışlar ve 0,5 saatlik MA da ortalama toz boyutunun
150 µm den 82 µm ye düştüğünü, 1 saatlik MA da ise ortamın ısısından kaynaklanarak toz boyutunda hızlı
büyüme göstererek 172µm’ye çıktığını ve 2.5 saatlik MA’da ise toz boyutunun 53 µm’ye düştüğünü belirtmişlerdir
[6]. Değişen toz boyutları presleme sonrası elde edilen blok numunenin gözeneklilik oranını etkileyecektir. Numunelerdeki
gözeneklilik oranı, köpürme esnasında köpürtücü maddeden ayrışan hidrojen gazının kaçmasına neden
olacaktır. Dolayısıyla MA süresine bağlı olarak değişen toz boyutunun lineer genişlemeyi etkilediği düşünülmektedir.
Sarıtaş ve arkadaşları bütün mekanik toz üretim tekniklerinde olduğu gibi mekanik alaşımlamada da kirlilik sorunu
oluşabileceğini belirtmişlerdir [7]. MA süresinin artmasına bağlı olarak köpük malzemelerin lineer genişlemesinde
göreceli bir azalma olduğu Şekil 1’ de görülmektedir. Burada lineer genişlemedeki azalmanın malzemedeki kirlenmelerden
kaynaklanmış olabileceği düşünülmektedir.
777

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.2. MA Süresinin Yoğunluğa Etkisi
Şekil 1. Köpük numunelerde zamana bağlı % lineer genişleme oranı
MA süresinin yoğunluk üzerindeki etkisi Şekil 2’de görülmektedir. 15 dk MA yapılmış tozlara ait köpük malzemenin
yoğunluğunun 0,818 g/cm 3 ’lük değerle en düşük yoğunluğa sahip malzeme olduğu görülmektedir. 30 dk MA ile üretilmiş
köpük malzemenin yoğunluğu 1,144 g/cm 3 ’ lük değere çıktığı Şekil 2’de görülmektedir. Buradaki ani yoğunluk
artışının MA esnasında kirlenmeler ve TiH 2 ’deki ayrışmalar olabileceği düşünülmektedir. 60 dk MA ile üretilmiş tozlara
ait köpük malzemenin yoğunluğu ise 0,914 g/cm 3 ‘e düştüğü görülmektedir (Şekil 2). 120 dk’lık MA ile üretilmiş
tozlara ait köpük malzemenin yoğunluğu ise 1,014 g/cm 3 olduğu görülmektedir. Köpük malzemelerdeki yoğunluk
ve lineer genişlemedeki değişimlerin açıklanmasında toz malzemelerin MA esnasındaki zamana bağlı olarak etki
eden bazı kuvvetleri dikkate almak gereklidir. Suryanarayana, MA esnasında oksit ve karbürlerle güçlendirilmiş
alaşımların yüksek enerjili değirmen içerisinde, sürekli bir deformasyon, kırılma, soğuk kaynak, tekrar kırılma ve
ardından kaynaklanma aşamalarını içeren homojen dağılımlı, kimyasal ya da ısıl işlem gerektirmeyen katı hal reaksiyonu
olduğunu belirtmiştir (8). MA esnasında meydana gelen bu değişimlerin, köpük malzeme üzerinde gösterdiği
yoğunluk ve lineer genişlemedeki dalgalanmaların bu şekilde olması yadırganamaz.
3.3. Köpük Malzemelerin Makro Yapı İncelemeleri
Şekil 2. MA süresine bağlı yoğunluk değişimi
15 dk, 30 dk, 60 dk, 120 dk MA yapılmış takviye elemanlı tozlara ait köpük malzemelerin makro gözenek yapısı
Şekil 3’te görülmektedir. Şekil 3.a’ya bakıldığında, köpük malzemenin gözenekleri kısmen iri ve hücre duvarlarının
ise kalın olduğu görülmektedir. Bu da gözenekler yapı üzerinde homojen bir dağılım sergilediğini göstermektedir.
Şekil 3.b’ ye bakıldığında malzemenin gözenek yapısında homojen dağılım olmadığı, gözeneklerin iri, gözeneklerde
bir yönlenme ve hücre duvarlarında girinti ve çıkıntıların hakim olduğu görülmektedir. Malzemedeki bu hızlı
değişimin nedeni MA esnasındaki toz tane boyutundaki değişimler, kirlenmeler, TiH 2 tozlarındaki çözünmelerin ve
778

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
belirli bir kısmının ise atritör çeperine yapışması etkili olduğu düşünülmektedir. 60 dk’ lık MA yapılmış tozlardan
elde edilen köpük yapı Şekil 3.c’de görülmektedir. Burada malzemenin gözenek sayısında göreceli olarak bir artış,
gözeneklerinde küçülmeler ve hücre duvarında incelme olduğu görülmektedir. Asavavisithchai ve arkadaşları kompakt
malzeme ısıtılmaya başladığında TiH 2 deki ayrışmalar ilk önce çekirdek gözenekleri ve bu çekirdek gözenekleri
birleşerek hücresel yapıyı oluşturduğunu belirtmiştir [2]. Burada gözeneklerin kısmen küçük ve çok sayıda olması
yüzey gerilim kuvvetlerinin ve Al 2 O 3 takviye elemanının hücre çekirdeklerin büyüyerek birleştirmesinde sınırlayıcı
kuvvet olarak etki ettiği düşünülmektedir. Şekil 3.d’ye bakacak olursak köpük malzemelerde istenen homojen dağılımlı
hücre morfolojisinden uzaklaştığı görülmektedir. Gözenekler bazı bölgelerde iri yapıda, bazı bölgelerde ise
küçük olduğu görülmektedir.
3.4. Mikro Yapı İncelemesi
MA yapılmış tozlardan elde edilen köpük malzemelerin SEM görüntüleri Şekil 4’te görülmektedir. Şekil 4.a’da 15 dk
MA yapılmış tozlardan elde edilen köpüğe ait hürce duvarı görülmektedir. Hücre duvarının kalın olması nedeniyle
hücre duvarı üzerinde küçük gözenekleşmelerin olduğu görülmektedir. MA süresi 30 dk’ya ulaştığında ise köpük
malzemenin hücre duvarında girinti ve çıkıntıların hakim olduğu ve homojen bir gözenek yapıdan uzaklaşıldığı Şekil
4.b’de görülmektedir. MA esnasında toz malzemelere zamana bağlı olarak plastik deformasyon, kırılma ve soğuk
kaynak kuvvetlerinin etki ettiği bilinmektedir. Burada ise malzemeler henüz plastik deformasyon aşamasında olduğu
ve bu etkinin köpük malzemenin homojen gözenek yapısından uzaklaştırdığı düşünülmektedir. 60 dk MA yapılmış
tozlardan elde köpüğün hücre duvarı görüntüsü Şekil 4.c’de görülmektedir. Burada hücre duvarında belirgin bir
şekilde incelme olduğu görülmektedir. Şekil 4.d’ de ise 120 dk MA yapılmış tozlardan elde edilen köpük malzemenin
hücre yapısı görülmektedir. Burada hücre duvarı üzerinde gözenekleşmelerin olduğu ve hücrelerin irili ufaklı olduğu
görülmektedir. Hücre duvarında gene bir incelme olduğu ve girinti çıkıntıların hakim olduğu görülmektedir. Bu duruma
malzemenin köpürme esnasında yüzey gerilimi kuvvetlerinin dengesiz bir etki ettiği düşünülmektedir.
779
Şekil 3. MA yapılmış numunelere
ait makro gözenek yapıları.
a) 15 dk MA, b) 30 dk MA,
c) 60 dk MA, d) 120 dk MA
Şekil 4. Farklı sürelerde MA
yapılmış tozlardan elde edilen
köpük malzemelerin SEM
görüntüsü, a) 15 dk, b) 30 dk,
c) 60 dk, d) 120 dk

3.5. Sonuçlar
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışmada %2 Al 2 O 3 , takviyeli Al esaslı Al-Mg-Si tozlarına %0,8 oranında TiH 2 tozları karıştırılarak önce turbolada
daha sonra farklı sürelerde yüksek enerjili atritörde MA işlemine tabi tutulmuştur. Tozlar daha sonra presleme,
sinterleme, ekstrüzyon ve sıcak haddelemenin ardından köpürtme işlemine tabi tutulmuş ve aşağıdaki sonuçlar
elde edilmiştir.
MA süresinin köpük malzemenin yoğunluğu, gözenek dağılımı ve gözenek duvar kalınlığına etki ettiği görülmüştür.
MA süresi arttıkça yoğunlukta göreceli olarak bir düşüş olduğu ve 30 dakikalık alaşımlamanın daha etkili olduğu
görülmüştür. Köpük malzemenin gözenek boyutu ve gözenek duvarına bakıldığında ise MA süresi arttıkça gözeneklerin
küçüldüğü ve gözenek duvarının inceldiği tespit edilmiştir. Bu durum 60 ve 120 dk MA işlemine tabi tutulmuş
numunelerde daha belirgin olarak ortaya çıkmıştır.
KAYNAKLAR
1. Yavuz, İ.,”Metalik Köpük Malzemeler ve Uygulama Alanları”, Taşıt Teknolojileri Elektronik Dergisi (TATED),
Cilt: 2, No: 1, (49-58) 2010
2. S., Asavavisithchai, A.R. Kennedy., “The effect Of Mg Addition On The Stability Of Al–Al 2 O 3 Foams Made By A
Powder Metallurgy Route”, Scripta Materialia, 54 1331–1334 (2006)
3. Pelit, Y., Ayata, A., Kurt, A., Türker, M., “Toz Metal Al Köpük Malzemelerin Köpürtme Öncesi Saplama Kaynağı
ile Birleştirilmesi” 6. Uluslar Arası Teknolojiler Sempozyumu, Elazığ, 2011
4. Baspınar, M. S., Yurtcu, S., “Metalik Köpük Malzemelerin Mekanik Özelliklerini Belirlemede Kullanılan Matematiksel
Modeller”, Makine Teknolojileri Elektronik Dergisi, Cilt: 8, No: 1, 2011 (69-78)
5. Kaya, H., “Spex Tip Mekani Alasımlama Cihazının Tasarımı, İmalatı Ve
Ögütme Kabiliyetinin incelenmesi”, 5. Uluslararası İleri Teknolojiler Sempozyumu (IATS’09), 13-15 Mayıs
2009, Karabük, Türkiye
6. Arık, H., Türker, M., Sarıtaş, S., “Mekanik Alaşımlama İle Alüminyum Matrisli Alüminyum Karbür (Al4C3) Kompozit
Malzeme Üretimi” 2. Ulusal Toz Metalurjisi Konferansı, Ankara, 1999
7. Sarıtaş. S., Türker, M., Durlu, N., “Toz Metalurjisi Ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri“, Türk Toz Metalurjisi
Yayınları, 05, Ankara, (2007)
8. Suryanarayana, C., “ Mechanichal Alloying And Milling”, Progress in Materials Science, 46, (2001)
780

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ALÜMİNYUM TOZ TANE BOYUTUNUN KÖPÜK
OLUŞUMUNA ETKİSİNİN İNCELENMESİ
Salim ŞAHİN*, Hülya DURMUŞ**, Nilay YÜKSEL*
* Celal Bayar Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Malzeme Mühendisliği Bölümü, Muradiye-Manisa.
salim.sahin@bayar.edu.tr, nilay.yuksel@bayar.edu.tr
** Celal Bayar Üniversitesi, Turgutlu MYO, Makine ve Metal Teknolojileri Bölümü, Turgutlu-Manisa.
hulya.kacar@bayar.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada, farklı boyutlara sahip alüminyum tozları kullanılmıştır. Toz metalurjisi yöntemi ile %98,23 saflıkta
alüminyum tozuna %1, 5 ve 10 SiC takviye elemanı ve köpürtücü madde olarak ise TiH 2 tozu %0.5, 1, 1.5, 2
oranlarında eklenerek köpük numuneler üretilmiştir. Alüminyum tozu, takviye elamanı ve köpürtücü madde tozları 3
saat süreyle karıştırılmış ve daha sonra sıkıştırma, ön ısıtma, deformasyon ve köpürtme işlemlerine tabi tutulmuştur.
Üretilen köpükte alüminyum tozu tane boyutuna bağlı olarak uygun köpürtme süresi, köpürme miktarı, yoğunluk ve
gözenek dağılımı araştırılmıştır.
Anahtar Kelimeler : Al Köpük, SiC, TiH 2 , Al toz tane boyutu.
INVESTIGATION OF THE EFFECT OF ALUMINIUM POWDER PARTICLE
SİZE ON FOAM FORMATION
ABSTRACT
In this study, aluminium powders in different sizes have been used. Foam samples have been produced by powder
metallurgy method adding 1,5% and 10% SiC reinforcing member and TiH 2 as foaming agent at the rate of 0,5, 1,
1,5, 2 % in aluminium powder at 98,23 % grade. Aluminium powder, reinforcing member and foaming agent powders
have been mixed for 3 hours and then subjected to pressing, pre-heating, deformation and foaming processes. On
produced foam, adequate foaming time, foaming gauge, density and pore distribution depending on granule size of
aluminium powder have been investigated.
Keywords: Al Foam, SiC, TiH 2 , Al powder particle size
1.GİRİŞ
Metalik köpükler, mekanik özelliklerinin iyi olmasından dolayı günümüzde büyük bir öneme sahiptir. Özellikleri
arasında, enerji emebilme kabiliyetinin yüksek olması, düşük ağırlık, ısıl izolasyon, titreşim azaltma ve kimyasal
süzme sayılabilir [1]. Daha çok alüminyum esaslı metalik köpükler, çeşitli mühendislik uygulamalarında kullanım
alanı bulabilen malzemeler olarak son yıllarda oldukça ilgi çekmektedir. Alüminyum köpükler, darbe enerjisini plastik
enerjiye dönüştürebilirler ve birçok metalden daha fazla enerji absorbe edebilirler. Tüpler içerisine dolgu malzemesi
olarak konulduklarında emilen toplam enerji hafifliğin ve mukavemetin bir arada bulunması gereken otomotiv, uzay
sanayi, demiryolu taşımacılığı ve asansör gibi alanlarda kullanılmaktadır [2]. Özellikle alüminyum köpükler, kapalı
hücre yapısı ve çok hafif olması ile göze çarpmaktadır. Bundan dolayı ses ve enerjinin absorbesinde alüminyum
köpükleri fonksiyonel olarak kullanılmaktadır [3].
Üretim yöntemleri arasında ergiyik içerisine gaz enjekte edilmesi, ergiyik içerisine köpürtücü madde ilavesi ve toz
metalurjisi yöntemleri sayılabilir. Toz Metalurjisi (TM) yöntemi, metal köpüklerin üretimi için en yaygın kullanılan
781

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
yöntemlerden biridir ve bu alanda yoğun çalışmalar yapılmaktadır. TM yöntemiyle, bilinen basit köpük üretiminin
yanı sıra sandviç köpük, küresel köpük, içi boş kalıp veya profil içerisinde köpürtme yapılabilmektedir [4].
TM yönteminde metal tozları, köpürtücü madde (genellikle TiH 2 ) ile karıştırılır ve preslenir. Köpürtme işlemi sırasında
sıcaklığın artmasıyla yapı içerisindeki köpürtücü madde ayrışır ve gaz çıkışına neden olur. Ayrışma işlemi esnasında
yüksek sıcaklıktaki metalde genleşme yani köpürme meydana gelir [5]. Alüminyum için TiH 2 tozu genellikle % 0.6-1
arasında kullanılmaktadır [6].
Bu çalışmada, alüminyum köpük üretiminde kullanılan alüminyum tozunun tane boyutunun köpükleşmeye olan
etkisi incelenmiştir.
2. DENEYSEL MALZEME VE METOD
2. 1. Malzeme
Bu çalışmada, 53 µm, 100 µm ve 200 µm altındaki boyutlarda %98.23 saflıktaki alüminyum tozları (Çizelge 1), 53
µm’luk SiC (Çizelge 2) ve köpürtücü madde olarak TiH 2 tozları kullanılmıştır.
2.2. Deneysel Metot
2.2.1. Eleme, karıştırma ve presleme
Çizelge 1. Alüminyum Tozunun Bileşimi (%).
Al Fe MgO
98.23 0.0056 1.52
Çizelge 2. SiC Bileşimi (%).
SiC Si SiO 2 Fe C Diğerleri
97.80 0.65 0.59 0.12 0.29 0.55
Alüminyum tozları elenerek 0-53 µm, 53-100 µm, 100-200 µm’luk, SiC tozları elenerek 0-53 µm’luk tozlar elde
edilmiştir. Al, SiC ve TiH 2 ’ den oluşan 20 deneme ve 36 esas olmak üzere 56 karışım (Çizelge 3) 1/1000 g
hassasiyetindeki bir teraziyle (Şekil 1) tartılarak homojen bir dağılımın oluşturulması için 3 saat süreyle karıştırılmıştır.
Hazırlanan karışımlar 10 mm çaplı silindir kalıba aktarılmış, 600 MPa basınç altında sıkıştırılarak Ø10x10 mm
silindirik numuneler (Şekil 2) elde edilmiştir.
Şekil 1. Karışım hazırlama
Şekil 2. Sıkıştırılmış numuneler
782

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Çizelge 3. Karışımlar ve miktarları.
Alüminyum Tane Boyutu Karışım Miktarları
0-53 µm 53-100 µm 100-200 µm Al (%) SiC (%) TiH2 (%)
A2 B2 C2 98.5 1 0.5
A4 B4 C4 94.5 5 0.5
A5 B5 C5 89.5 10 0.5
A8 B8 C8 98 1 1
A10 B10 C10 94 5 1
A11 B11 C11 89 10 1
A14 B14 C14 97.5 1 1.5
A16 B16 C16 93.5 5 1.5
A17 B17 C17 88.5 10 1.5
A20 B20 C20 97 1 2
A22 B22 C22 93 5 2
A23 B23 C23 88 10 2
2.2.2. Ön Isıtma ve Deformasyon İşlemi
Elde edilen silindirik numuneler 550 o C sıcaklıkta 3 saat süreyle ön ısıtma işlemine tabi tutulmuştur (Şekil 3).
Ardından %50 oranında preste sıkıştırılarak deforme edilmiştir (Şekil 4).
2.2.3. Köpükleştirme İşlemi
Şekil 3. Ön ısıtma uygulanması
Şekil 4. Deformasyon uygulanması
Sıkıştırılarak %50 deforme edilmiş olan numunelerden, deneme numuneleri en iyi köpürme süresinin belirlenebilmesi
için 700 o C’ de 90 dakikaya kadar bir ön teste tabi tutulmuştur. 20 numune (Şekil 5) belli periyotlarla fırından
alınmıştır. Çıkan sonuçlar doğrultusunda 36 numune 700 o C’ de 35 dakika bekletilmiş ve fırından alınarak havada
soğutulmuştur.
Şekil 5. Deneme numuneleri
783

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3. DENEY SONUÇLARI VE TARTIŞMA
Toz metalurjisi ile alüminyum köpük üretiminde TiH 2 köpürtücü madde miktarı (%0.5, 1, 1.5, 2), SiC oranı (%1, 5,
10) ve alüminyum tane boyutu (0-53 µm, 53-100 µm, 100-200 µm) gibi üç farklı parametre kullanılmıştır. Ön ısıtma
sıcaklığı 550 o C, toz presleme basıncı 600 MPa, deformasyon miktarı %50, köpürtme sıcaklığı 700 o C ve köpürme
süresi 35 dakika olarak sabit tutulmuştur.
3.1. Deneme Numunelerinde Köpükleşme ve Gözenek Dağılım Sonuçları
%98.23 Al, %2 SiC ve %1 TiH 2 ’ den oluşan deneme numuneleri köpürme süresinin tayin edilebilmesi amacıyla
kullanılmıştır. 20 numune 700 o C’ de, 2.5 dk, 5 dk, 7.5 dk, 10 dk, 15 dk, 20 dk, 25 dk, 30 dk, 35 dk, 40 dk, 45 dk, 50
dk, 55 dk, 60 dk, 65 dk, 70 dk, 75 dk, 80 dk, 85 dk ve 90 dk’ da fırından alınarak köpükleşmeleri incelenmiştir. En iyi
gözenek yapısının ve en düşük yoğunluğun 35. dakikadaki numunede olduğu belirlenmiştir (Şekil 6-7). Daha az ve
fazla sürelerde numunelerde köpükleşme az yada düzensiz olmuştur. Artan süre ile numunelerde kabarma olmuş
ama daha sonra çökmeler gerçekleşmiştir.
Şekil 6. Deneme numunelerinin gözenek dağılımı
Şekil 7. Deneme numunelerinin yoğunluk grafiği
3.2. Köpük Numunelerin Köpükleşmeleri ve Gözenek Dağılım Sonuçları
Hazırlanan numuneler 700 o C’ de 35 dakika köpürmeye tabi tutulup gözenek dağılımları incelenmiştir (Şekil 8-11).
784

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 8. 35 dk köpüren numuneler
Şekil 9. A numunelerinin gözenek dağılımları
Şekil 10. B numunelerinin gözenek dağılımları
Şekil 11. C numunelerinin gözenek dağılımları
785

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Arşimed prensibine göre yapılan yoğunluk ölçümünde, artan köpürtücü madde miktarıyla yoğunluğun azaldığı tespit
edilmiştir. Bunun sebebinin TiH 2 miktarının artmasıyla gözenek miktarı artmış, yoğunluk azalmıştır. Alüminyum
toz tane boyutu küçük olduğunda, daha düşük yoğunluklar elde edilmiştir. SiC miktarının artmasıyla yoğunluklar
artmıştır (Şekil 12).
4. SONUÇLAR
(a) (b) (c)
Şekil 12. Alüminyum toz tane boyutuna göre Al köpüklerin yoğunluk grafikleri
(a) 0-53 µm (b) 53-100 µm (c) 100-200 µm.
1. Alüminyum toz tane boyutu arttıkça köpükleşme azalmış, yoğunluk artmıştır. Alüminyum toz tane boyutunun
artmasıyla yoğunluklar birbirine yakın elde edilmiştir. En düşük yoğunluk 53 um altındaki boyuta sahip alüminyum
tozunda %2 TiH eklenmiş numunede elde edilmiştir. Alüminyum toz tane boyutu arttıkça yoğunluklarda çok az
2
bir artma meydana gelmiştir.
2. %50 deformasyon uygulaması ile numunelerde çatlak oluşmadan şekil değişimi sağlanmıştır.
3. En uygun köpürme süresi 35 dk olarak bulunmuştur. Gözenek dağılımı homojene yakındır. Küre formunda elde
edilmiş tek numunedir.
4.
5.
Köpükleşmenin fazla olduğu numunelerde yoğunluk düşüktür. TiH miktarı arttıkça yoğunluk azalmıştır.
2
SiC ve TiH oranı %1 olan numunelerde uygun köpükleşme yapısı elde edilmiştir. Gözenek dağılımının en iyi
2
olduğu numune TiH oranı %1 olan numunedir.
2
KAYNAKLAR
1. Seitzberger, M., Rammerstorger, F.G., Degischer, H.P., “Crushing of axially compressed steel tubes filled with
aluminium foam”, Acta Mechanica, 125: 95-103, (1997).
2. Davies, G.J., Zhan, S., “Review metallic foams, their production, properties and applications”, J.Mat. Sci., 18:
1899-1911, (1983).
3. Banhart, J., “Manufacturing Routes for Metallic Foams”, Journals of Materials 52(12): 22-27, (2001).
4. Türker, M., “Toz Metalurjisi Yöntemi İle Alüminyum Köpük Üretimi”, 5. Uluslararası İleri Teknolojiler
Sempozyumu (IATS’09), 13-15 Mayıs 2009, Karabük, Türkiye.
5. Yavuz İ., Başpınar M. S., Bayrakçeken H., “Metalik Köpük Malzemelerin Taşıtlarda Kullanımı”, Taşıt
Teknolojileri Elektronik Dergisi (TATED), (3), 43-51, 2009.
6. Kennedy, A.R., “The Effect of TiH2
Heat Treatment on Gas Release and Foaming Al-TiH Preforms”, Scripta
2
Materilia, 47: 763-767, (2002).
786

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
SiC İLAVESİNİN ALUMIX 231 ESASLI METALİK KÖPÜĞÜN KÖPÜRME
ÖZELLİKLERİNE ETKİLERİ
Uğur GÖKMEN, Halil KARAKOÇ, Hanifi ÇİNİCİ, Mehmet TÜRKER
Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Teknikokullar 06500 Ankara,
mturker@gazi.edu.tr;
Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Teknikokullar 06500 Ankara,
ugurgokmen@gazi.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada, TM yöntemi ile ön alaşımlı Alumix 231 (Al-Cu %2,5-Mg %0,5–Si %14 ) tozu içerisine %1 oranında
TiH 2 ve farklı oranlarda (% 3-6-9-12 ) SiC tozu ilave edilerek 3 boyutlu turbula marka karıştırıcı ile 30 dakika karıştırılmıştır.
Karışım tozlar kalıp içerisinde tek yönlü basınç altında preslenerek toz metal blok numuneler haline
getirilmiştir. Elde edilen blok numuneler 690˚C sıcaklıkta köpürtme işlemine tabi tutulmuştur. Köpürtme işleminden
sonra elde edilen metal matrisli kompozit köpükler atmosfer ortamında soğumaya bırakılmıştır. Üretilen SiC takviyeli
metal matrisli kompozit köpüğe takviye elemanın miktarının etkisi araştırılmıştır. Elde edilen SiC takviyeli metalik
köpüklerin gözenek yapıları ve dağılımı, lineer genişleme oranları, yoğunluğu ve gözenek duvar kalınlıkları incelenmiştir.
Yapılan çalışma sonucunda parçacık miktarının artışına bağlı olarak yoğunlukta artış ve lineer genişlemede
azalma gözlenmiştir.
Anahtar Kelimeler : Metalik Köpükler, Alumix 231, SiC
EFFECT OF THE SiC REINFORCE ADDITION ON THE FOAMABILITY
BEHAVIOUR OF ALUMIX 231 BASED METALLIC FOAM
ABSTRACT
In this study, %1 TiH 2 and various amount of SiC (3, 6, 9 and 12%) particles were added into prealloyed Alumix 231
(Al-Cu 2,5%-Mg 0,5%–Si 14% ) powders and mixed in a turbula for 30 minutes. Mixed powders were compacted at
unidirectional press to produce blanks. These blanks were foamed at 690°C in a furnace and then cooled to room
temperature outside the furnace. Effect of reinforcing amount on the behavior of metallic foam was investigated.
Pore morphology, pore distribution, linear expansion, density and cell thickness of the SiC reinforced foam was
investigated. It was found that high amount of reinforcing element resulted in an increase in density of the foam
however, reduced the linear expansion rate.
Keywords: Metallic Foams, Alumix 231, SiC
1.GİRİŞ
Metalik köpükler, özellikle alüminyum ve alüminyum alaşımlı köpükler son yıllar da yoğun olarak ilgilenilen yapılardır.
Uygulama alanları arasında en önemli olanları ultra hafif olmalarından dolayı tüpler içerisinde ve sandviç yapılar
arasında dolgu malzemesi olarak kullanılmalarıdır [1-6].
Gözenekli metal malzemelerin yapısal kullanım alanları arasında otomotiv, demiryolu ve inşaat endüstrileri, uzay
araçları, gemi ve spor malzemeleri yapımı ve biyomedikal uygulamalar; işlevsel kullanım alanları arasında ise
filtreleme ve ayırma, ısı dönüştürücü, soğutma sistemleri, elektrokimyasal uygulamalar, su arıtma, sıvı muhafaza
787

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ve iletimi gibi uygulamalar söylenebilir [7]. Alüminyum köpükler özellikle çarpışma olaylarında yüksek enerji sönümleme
özelliği, yüksek basma dayanımı ve yüksek rijitlik gibi mekanik özellikleri bir arada bulundurması ile bilinirler
[8]. Çok hafif olmaları nedeniyle özellikle uçak, uzay aracı ve gemiler gibi kritik yapıların uygulamalarında çekici
hale gelmişlerdir [9]. Köpük malzemenin mekanik özelliklerini artırmak amacıyla parçacık takviyeli köpük üretimi
yapılmaktadır. Ergiyik içerisine seramik parçacıkların ilave edilmesi, sıvı metalin viskozitesini ve köpüğün yüzey
gerilmesini değiştirmektedir.
Bu bağlamda ergiyik haldeki köpüğün kararlılığının bu özelliklere bağlı olarak geliştirilebildiği bilinmektedir [10].
Köpüğün kararlığını artırmak ve gözenek yapısını düzenlemek amacıyla içerisine SiC, Al 2 O 3 gibi çeşitli parçacıklar
katıldığı bilinmektedir [11]. Yapılan çalışmada, toz metalurjisi yöntemiyle, ön alaşımlı Alumix 231 esaslı değişik
oranlarda (% 3-6-9-12) SiC takviyeli kompozit köpük üretimi gerçekleştirilmiştir. İlave edilen takviye elemanın köpük
yapının gözenek morfolojisine, lineer genişlemeye ve yoğunluğa etkisi araştırılmıştır. SEM yardımıyla gözenek
parçacık yüzey ilişkisi incelenmiştir.
2. MATERYAL VE METOT
Deneysel çalışmalarda % 99,9 saflıkta Alumix 231 (2,5 Cu, 0,5 Mg, 14 Si) tozu içerisine ağırlıkça % 3, 6, 9 ve 12
oranlarında takviye elamanı (SiC) ve % 1 TiH 2 köpürtücü madde katılarak 30 dakika süreyle üç boyutlu turbola içerisinde
karıştırılmıştır. Elde edilen karışım tozları kalıp içerisinde tek yönlü basınç altında soğuk izostatik preslenerek
numuneler elde edilmiştir. Numuneler koruyucu gaz uygulanmadan fırın içerisinde 550 °C’de 4 saat bekletilmiştir.
Daha sonra fırın içerisinden alınan numuneler tamamen soğuma olmadan yaklaşık % 55 oranında deforme edilerek
690 °C köpürtme sıcaklığında yaklaşık 10 dakika süreyle köpürtme işlemine tabi tutulmuştur. Köpürtülmüş metal
matrisli kompozit ürünler fırın içerisinden çıkarılarak atmosfer ortamında soğumaya bırakılmıştır. Köpürtücü madde
miktarı (%1 TiH 2 ) ve köpürtme sıcaklığı (690°C) sabit tutularak değişik oranlarda takviye elemanı (% 3, 6, 9, 12 SiC)
ilave edilerek ön alaşımlı Alumix 231 esaslı metalik köpükler üretilmiştir. Üretilen metal matrisli kompozit köpüklerde
takviye elemanın (SiC) miktarının gözenek boyutuna, gözenek yapısına, yoğunluğa, lineer genişleme oranlarına
etkileri araştırılmış ve SEM yardımıyla gözenek duvarları üzerinde bulunan takviye elemanın durumu incelenmiştir.
Köpük numunelerin lineer genişleme oranları aşağıdaki eşitlik ile hesaplanmıştır;
Ls - Li
Lineer Genişleme Oranı = ------------
Li
Kullanılan eşitlikte Li köpürtme öncesi, Ls köpürtme sonrası numune yüksekliğini göstermektedir [12].
Üretilen Alumix 231 esaslı metal matrisli kompozit köpüklerin yoğunluk hesabı Arşimet prensibine göre yapılmıştır
[12].
m
d =
Yukarıdaki eşitlikte, d yoğunluk, m ağırlık, V y yaş ağırlık, V s ise su içerisindeki ağırlığı ifade etmektedir.
3. DENEYSEL SONUÇLAR ve TARTIŞMA
V y - V s
Üretilen metal matrisli kompozit köpüklerde presleme ve deformasyon yönünde genişleme gözlenmiştir. Şekil 1’de
%1 oranında TiH 2 içeren ve 690˚C sıcaklıkta köpürtme işlemine tabi tutulan numunelerde artan takviye elamanın
(SiC) miktarına bağlı olarak yoğunlukta meydana gelen değişimler gösterilmiştir.
Elde edilen grafiklerde görüldüğü gibi en yüksek yoğunluk ağırlıkça %12 oranında SiC içeren numunelerde elde
edilmiştir. 690˚C köpürtme sıcaklığında % 1 TiH 2 içeren metalik köpüklerde en düşük yoğunluk değerleri ise ağrılıkça
%3 oranında SiC içeren numunelerde elde edilmiştir. Yapı içerisinde %3 oranında takviye elemanı bulunan
numuneler ile içerisinde takviye elemanı bulunmayan numunelerin yoğunluk değerlerinin bir birine yakın çıktığı tespit
edilmiştir. Buna paralel olarak %3 oranında SiC ilavesinin Alumix 231 esaslı köpüklerde köpürme ve yoğunlukta
dikkate değer bir değişikliğe neden olmadığı söylenebilir. %12 oranında takviye elemanı içeren numunelerde ise
yoğunluk 0,88 g/cm 3 olarak elde edilmiştir ve bu değer %12 oranında SiC ilave edilerek üretilen metal matrisli kompozit
köpüklerin ortalaması alınarak belirlenmiştir. Yapılan çalışmalar ile üretilen kompozit köpüklerde elde edilen
en yüksek yoğunluk değeri 0,88 g/cm 3 ’ tür ve elde edilen bu değerin 1 g/cm 3 ’ün altında olmasından dolayı köpük
numunelerin suyun üzerinde batmadan durabileceği söylenebilir. SiC parçacık takviyesi ile metal matrisli kompozit
köpüğün lineer genişleme oranına paralel olarak yoğunluğunda meydana gelen azalma daha önce yapılan benzer
çalışmalar [13] ile örtüşmektedir.
788

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 1. Alumix 231 içerisine ilave edilen SiC tozlarının yoğunluğa etkisi
Şekil 2’de ağırlıkça %3, 6, 9, 12 oranlarında takviye elemanı içeren, köpürtücü madde (TiH 2 ) miktarı %1 olarak sabit
tutulan ve 690˚C’de köpürtülen numunelerde parçacık takviyesindeki artışa bağlı olarak lineer genişleme oranında
meydana gelen değişimler gösterilmektedir. Köpürme işlemi sırasında meydana gelen lineer genişleme oranının
sadece ergiyik metalin viskozitesine bağlı olmayıp aynı zamanda ayrışan köpürtücü madde miktarına da bağlı
olduğu literatürde belirtilmiştir [14]. Şekil 2’de görüldüğü üzere sabit köpürtme sıcaklığında ve köpürtücü madde
miktarında artan takviye elemanı miktarına bağlı olarak lineer genişlemede bir azalma gözlenmiştir. %3 parçacık
takviyeli numunelerde maksimum lineer genişlemeye 690 ˚C köpürtme sıcaklığında %1 TiH 2 oranında ulaşılmıştır.
Aynı köpürtme sıcaklığı ve köpürtme süresinde içerisinde takviye elemanı bulunmayan numuneler ile %3 oranında
takviye elemanı içeren numunelerde ölçülen lineer genişleme oranlarında yaklaşık değerler hesaplanmıştır. En
düşük lineer genişleme oranı ağırlıkça %12 oranında SiC içeren numunelerde hesaplanmıştır. Artan takviye elemanı
miktarına bağlı olarak lineer genişleme oranında bir azalma vardır fakat takviye elemanı içermeyen, %3 ve
%6 oranlarında parçacık takviyesi içeren numunelerde lineer genişleme oranları kısmen birbirlerine yakın değerler
olarak hesaplanmıştır. Literatürde yapılan benzer çalışmalarda farklı köpürtme sıcaklıklarında SiC miktarındaki
artışa bağlı olarak lineer genişlemede azalma tespit edilmiştir [15]. Takviye elemanın miktarındaki artışa paralel
olarak lineer genişlemede meydana gelen azalmanın sebebi gözenek duvarlarının oluşumu sırasında ergiyik metal
içerisinde var olan parçacıkların drenaj etkisini artırdığı ve genleşmeyi azalttığı olarak belirtilmiştir [15].
Şekil 2. Alumix 231 içerisine ilave edilen SiC tozlarının lineer genişlemeye etkisi
Şekil 3’te 690°C sıcaklıkta köpürtülmüş numunelerin gözenek yapılarına ait resimler gösterilmiştir. 690°C köpürtme
sıcaklığında ve %1 TiH 2 ilave edilerek elde edilen metal matrisli kompozit köpüklerde ideale yakın gözenek dağılımı
ve gözenek duvar kalınlığına ulaşıldığı söylenebilir. Takviye elemanı içermeyen, ağırlıkça %3 ve %6 oranında
takviye elemanı içeren numunelerde gözenek yapıları, gözenek dağılımları ve boyutları kısmen benzerlik sergilemektedir.
Gözenek morfolojisinde görülen benzer yapılar lineer genişleme ve yoğunluk ölçümleriyle elde edilen
değerler ile uyuşmaktadır. Artan takviye elemanı miktarına paralel olarak gözenek duvarlarında kalınlaşma gözenek
miktarında azalma tespit edilmiştir. Parçacıklar kısmen ergiyik metalin viskozitesini artırırken kısmen de metal/gaz
789

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ara yüzeyinde yüzey etken maddesi olarak davranarak gözeneklerin ergiyik içerisinde hareket etmesine ve birbirleri
ile birleşmelerine engel olmaktadır [16, 17]. %9 - 12 takviye elemanı (SiC) ve %1 köpürtücü madde katılarak
köpürtülen numunelerde değişik oranlarda ve değişik boyutlarda gözenek elde edilmiştir. Takviye elemanı ilavesinin
gözenek duvarlarını düzenleyici ve mekanik özellikleri iyileştirici etki yaptığı bilinmektedir [18]. SiC ilavesinin
gözenek duvarlarında dayanım artışı meydana getirdiği düşünülmektedir. Dayanım artışına bağlı olarak köpürme
sırasında ayrışan hidrojen gazının genleşmeyi sağlamak üzere gözenek duvarlarında oluşturduğu basıncın düşük
geldiği ve köpürmeyi engellediği söylenebilir. Kullanılan köpürtme sıcaklığı yapıya ilave edilen takviye elemanının
ergime derecesinden daha düşüktür ve bu nedenle seramik parçacıkların gözenek duvarlarında hiçbir reaksiyona
girmeden kaldığı düşünülmektedir.
Şekil 3. SiC miktarındaki artışa bağlı olarak değişen gözenek yapısı
%1 TiH 2 ve değişik oranlarda SiC takviye edilerek üretilen Alumix 231 esaslı kompozit köpüklerin JEOL JSM 6060LV
marka SEM cihazında çekilen SEM görüntüleri Şekil 4’de görülmektedir. SiC parçacıklar gözenek duvarı içerisinde
yerleşmiş durumdadır. Şekil 4a’ da SiC içeren Alumix 231 matrisli kompozit köpüklerin gözenek yapısı genel görüntüsü
verilmiştir. Şekil 4b ve c’ de gözenek duvarı ve gözenek duvarı üzerinde bulunan SiC parçacığın görüntüsü
incelenmiştir. Şekil 4c üzerinde görülen 1 numaralı noktadan EDX analizi yapılarak SiC parçacık olup olmadığı
netleştirilmiştir. EDX analiz değerleri Şekil 5’ de verilmiştir. Elde edilen SEM görüntülerine göre SiC ile Alumix 231
matris arasında uyum olduğu söylenebilir. SiC parçacıklar matris malzeme içerisine iyice girmiş bir görüntü sergilemektedir.
790

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 4. SiC içeren Alumix 231 matrisli kompozit köpüklerin SEM görüntüleri
Gözenek yapısı genel görüntüsü b) Gözenek duvarı c) Matris malzeme parçacık ara yüzeyi ve
EDX analizi yüzeyi
Şekil 5. SiC içeren Alümix 231 matrisli kompozit köpüklerin EDX analiz değerleri
791

4. SONUÇ
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Yapılan deneysel çalışmalar sonucunda homojen dağılım ve ideal gözenek duvar kalınlıklarında Alumix 231 matrisli
kompozit köpük üretimi için %1 TiH 2 oranında 690 ˚C köpürtme sıcaklığının uygun olduğu söylenebilir. Deneysel
çalışmalar sonrasında yapı içerisinde değişik oranlarda (%3,6,9,12 SiC) bulunan takviye elemanının metal matrisli
kompozit köpüklerde, köpürmeye ve buna paralel olarak da gözenek yapılarına önemli etkilerinin olduğu tespit
edilmiştir. Parçacık miktarındaki artışa bağlı olarak gözenek duvarlarında kalınlaşma, gözenek sayısında azalma
olduğu ve ürünlerin bazı bölgelerinde köpürme olmadığı gözlenmiştir. EDX analiz sonuçları ile gözenek duvarları
üzerinde bulunan SiC parçacıklar tespit edilmiştir. SEM görüntülerine ve EDX analiz sonuçlarına bakılarak matris
malzeme ve parçacık ara yüzeyi arasında bir uyum olduğu söylenebilir.
KAYNAKLAR
1. Seitzberger, M., Rammerstorfer, F.G., Degischer, H.P,, Gradinger, R. “Crushing of axially compressed steel
tubes filled with aluminium foam”, Acta Mechanica:93,1–4, 1997.
2. Santosa, S.P., Wierzbicki, T., Hanssen, A.G., Langseth, M.” Experimental and numerical studies of foam-filled
sections”, International Journal of Impact Engineering ;24, 509-517, 2000.
3. Chen, W.G.,” Experimental and numerical study on bending collapse of aluminum foam-filled hat profiles”,
International Journal of Solids and Structures, ,38,7919, 2001.
4. Hanssen, A.G., Langseth, M., Hopperstad, O.S.,” Optimum design for energy absorption of square aluminium
columns with aluminium foam filler”, International Journal of Mechanical Sciences, 43,153-158, 2001.
5. Song, H.W., Fan, Z.H., Yu, G., Wang, Q.C., “ Partition energy absorption of axially crushed aluminum foam-filled
hat sections”, International Journal of Solids and Structures, 42, 2575 – 2583, 2005.
6. Crupi, V., Montanini, R.,” Aluminium foam sandwiches collapse modes under static and dynamic three-point
bending”, International Journal of Impact Engineering, 34, 509-517, 2007.
7. Banhart, J., “Aluminium foams for lighter vehicles”, Int. J. Vehicle Design, 37: 114–125 (2005).
8. Song, H., He, Q., Xie, J., Tobota, A.,” Fracture mechanisms and size effects of brittle metallic foams: In situ
compression tests inside SEM” Composites Science and Technology, 68, 2441–2450, 2008.
9. Hua Qin, Q., Wang, T.J.” An analytical solution for the large deflections of a slender sandwich beam with a metallic
foam core under transverse loading by a flat punch” Composite Structures :88, 509–518, 2009
10. J. Banhart, “Manufacturing routes for metallic foams”, Journal of Material science: 52, 22–27, (2000)
11. Esmaeelzadeh, E., Simci, A., Lehmhus, D.,” Effact of ceramic particle addition on the foaming behaviour,
cell structure and mechanical properties of P/M AlSi7 foam”, Materials Sci&Engineering A, 424, 290-299,
(2006)
12. H. Çinici, M.Türker, TM Yöntemi İle Üretilen Alüminyum Esaslı Metalik Köpüğe deformasyon Miktarının Etkilerinin
Araştırılması, 13. Uluslar arası Metalürji ve Malzeme Kongresi, 854-860, Türkiye, (2006).
13. Yu, S., Luo, Y., Liu, J.,” Effects of strain rate and SiC particle on the compressive property of SiCp/AlSi9Mg
composite foams”, Materials Science and Engineering A 487, 394–399, 2008.
14. L. Ma, Z. Song, “Cellular structure control of aluminium foams during foaming process of aluminium melt”,
Scripta Mater., 39,1523-1528, (1998)
15. Esmaeelzadeh, S., Simchi, A., Lehmhus, D., “Effect of ceramic particle addition on the foaming behavior, cell
structure and mechanical properties of P/M AlSi7 foam” Materials Science and Engineering A 424, 290–299,
2006.
16. Prakash, G.O., Sang, H., Embury, J. D., “Structure and properties of Al-Si foam”, Mater. Sci. Eng., A 199:
195-203, (1995).
17. Gergely, V., Clyne, T.W., “The Formgrip process: Foaming of reinforced metals by gas release in precursors”,
Adv. Eng. Materials 2:4, 175-178, (2000).
18. Li,Y.C., Xiong, J.Y., Lin,J.G., Forrest,M., Hodgson, P.D., Wen, C.E., “Mechanıcal Propertıes and Energy
Absorptıon of Ceramıc Partıculate and Resın-Impregnatıon Reınforced Alumınıum Foams “,Materıals Forum,
31, 52-56, 2007.
792

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
VIBRATION DAMPING CHARACTERISTICS OF BORON COMPOSITES
H. Ibrahim UNAL*, Ozlem EROL*, O. Yunus GUMUS**, Berrak CETIN*, Turgay ERGIN***
*Gazi University, Chemistry Department, Smart Materials Research Lab., Ankara, Turkey, hiunal@gazi.edu.tr
**Nevsehir University, Chemistry Department, Nevsehir, Turkey
***Hacettepe University, Department of Automotive, Ankara, Turkey
ABSTRACT
Electrorheological (ER) fluids can be classified as smart materials due to their controllable and reversible rheological
characteristics under external electric fields. Most ER fluids consist of polarizable solid powders dispersed in
insulating non-polar liquids. Recently, conducting polymers have gained interest in boron derivative containing
conducting composites. Conducting polymer/boron derivative composites can be fabricated with controlled levels
of conductivity and enhanced anti-sedimentation stability.
In this study, vibration damping characteristics of borax and polyindene/colemanite composites were investigated.
After characterizing these materials by various techniques, volume fraction series of dispersions were prepared in
silicone oil (SO). Anti-sedimentation stabilities of these suspensions were determined. Flow rate measurements
of these dispersions were measured at various electric field values; flow times and threshold energies were determined.
Finally, vibration damping capacities of the materials were tested under external electric field, using an
automobile shock absorber and were calculated as 68% and 27% for borax/SO and polyindene/colemanite/SO
systems, respectively.
Keywords: Conducting Polymer Composite, Electrorheological Fluids, Borax, Colemanite, Vibration Damping,
Shock Absorber.
1. INTRODUCTION
Electrorheological (ER) fluids are colloidal dispersions that commonly compose of polarizable powders dispersed in
non-conducting liquids. ER fluids exhibit reversible changes (liquid-like to solid like and vice-versa) in their rheological
properties as a function of the electric field strength (E). In the presence of sufficient electric field strength, the
dispersed particles are polarized and aligned in the field direction to form a solid-like network of fibrillar structures
and these structures cause to observe changes in rheological properties of dispersion.
The solid powder comprises inorganic non-metallic, organic or polymeric semi-conductive materials [1]. Borax
(Na 2 B 4 O 7 .5H 2 O) and colemanite (2CaO.3B 2 O 3 .5H 2 O) are important boron containing commercial borate minerals
and can be candidates for being ER material. Also, preparing their composites with conducting polymer is another
option since the interactions between organic and inorganic component of composite materials could enhance the
desired properties. Because of the rapid and reversible changes in their rheological properties with the external
applied E, ER fluids have been widely investigated for the purpose of various industrial applications such as shock
absorbers, engine mounts, clutch/brakes and vibration dampers. ER shock absorbers are characterized by a valve
containing a pair of electrodes between which the ER fluid flows [2].
The aim of this study was to investigate the vibration damping capacities of borax/SO and polyindene/colemanite
composite/SO dispersion systems. Thus, borax was kindly ground milled and polyindene was polymerized in the
presence of colemanite. The materials were dispersed in SO. Anti-sedimentation ratios of the dispersions were
determined under constant temperature. Flow rates and threshold energies of the materials were investigated
under various E. The effects of surfactant and polar additives on vibration damping capacities of the polyindene/
colemanite/SO were also examined. Results implied that all the systems perceive the applied electric field and try
to act as a vibration damper.
793

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2. EXPERIMENTAL
Borax and colemanite were kindly supplied by ETI Mining Co. (Turkey) and were ground milled. All the other chemicals
were Aldrich products and used as received. Indene was used after distillation.
Polyindene (PIn) was in-situ polymerized in the presence of colemanite using FeCl 3 as oxidizing agent taking the
monomer to initiator ratio as 2:1 in CHCl 3 . The prepared PIn/colemanite was ground-milled and subjected to particle
size measurement using a Malvern Nano-ZS particle size analyzer. The obtained PIn/colemanite was subjected to
various characterization techniques, namely: FTIR, particle size, density, conductivity, TGA, XRD and SEM.
All the materials were subjected to solid pellet preparation (cylindrical in shape). Further, the apparent densities and
conductivities (by a four probe technique) of the materials were measured.
Dispersions of borax, colemanite and PIn/colemanite composite were prepared in SO at a series of volume fractions
(ϕ = 5–25%) and the anti-sedimentation stability of the dispersion systems were measured (T = 25±0.1°C).
The non-ionic surfactant examined was Triton-X (t-octylphenoxypolyethoxyethanol) and the concentration of Triton-
X in the colemanite and PIn/colemanite dispersions was 5 wt.%. To prepare the dispersions containing Triton-X,
firstly, SO and surfactant were homogeneously mixed by using an ultrasonicator and then the materials, (colemanite
and PIn/colemanite), were added and mixed again, with the volume fraction of 25%. These surfactant containing
dispersions were coded as T-colemanite and T-PIn/colemanite. To enhance the ER activity of colemanite/SO and
PIn/colemanite/SO dispersions, glycerol was added as 10 µL/mL and the resultant dispersions were coded as Gcolemanite
and G-PIn/colemanite. All the prepared dispersions were allowed to equilibrate for overnight before ER
and vibration damping measurements. Flow rate measurements were carried out between two brass electrodes,
which were connected to a high-voltage dc power supply. Oscillatory tests were carried out by a Termo-Haake
RS600 parallel plate torque electrorheometer.
Vibration damping experiments were carried out on an automobile shock absorber for Borax/SO (ϕ =15%), under
E = 0-0.3 kV/mm conditions on Therpa Hydraulic vibration damping test device. The hydraulic vibration test equipment
contained a wheel (with a spring coefficient of 65400 N/m), an axle, a spring (with a coefficient of 13000 N/m),
a shock absorber, an electrically operated drum to turn the wheel, a vibrating mass (60 kg), a non-vibrating mass
(14 kg), control units and an external electric field generator (Fug Electronics). During the experiments, vibrations
occurring on the body and on the axle were recorded by a recorder, which was operated at 400 V and 16 A.
250 mL of colemanite/SO, G-colemanite/SO, T-PIn/colemanite/SO and PIn/colemanite/SO dispersion systems were
used with ϕ = 10% under the external electric field strength sweep of E = 0-170 V/mm and the experiments were
carried out using Roehrig 20VS model shock absorber test equipment. During the experiments, a modified automobile
shock absorber was placed to the vibration test device and a dc external electric field generator was connected
to the inner and outer tubes of the shock absorber. The test parameters were set up using the Shock 6.3® shock
absorber test program as following: Amplitude: 25.12 mm, test temperature: 25ºC, maximum test speed: 0.1 ms -1 ,
frequency: 0.63 Hz, type of the input wave: sinusoidal.
3. RESULTS AND DISCUSSIONS
The FTIR spectra proofed that the PIn/colemanite composite was successfully synthesized. SEM image of PIn/
colemanite composite reveals that porous structures of colemanite particles were homogeneously surrounded by
close packed PIn chains, which supports the successful PIn/colemanite composite formation. The XRD pattern of
PIn/colemanite composite showed sharp peaks at 2θ = 15°, 22° and 28° which indicates that colemanite was in the
composite structure. The thermal stability of PIn/colemanite composite was observed to be higher than the thermal
stabilities of colemanite and PIn [3].
The average particle size, apparent density, conductivity and anti-sedimentation ratios of the materials are given in
Table 1. The conductivity values were decided to be in a suitable range for ER measurements.
Sample
Average particle
size (µm)
Table 1. Same physical properties of the samples.
Apparent
density (gcm -3 )
794
Conductivity
(Scm -1 )x10 4
Borax [4] 6.35 1.51 1.3 67
Colemanite 1.2 1.69 3.14 73
PIn/colemanite 2.2 1.02 2.48 93
Anti-sedimentation ratios (%, at
the end of 25 days, ϕ = 25%)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Colloidal stability of the ER fluids against sedimentation is one of the important factors from industrial and application
points of view. The ER fluids are supposed to be homogeneously dispersed before applying external electric field
strength, and so that the stable fibrillar structures are formed under E between the upper and lower electrodes. At
the end of 25 days of observation, 93% of PIn/colemanite composite particles were determined to remain unsettled.
PIn/colemanite/SO dispersion system was significantly stable against gravitational sedimentation than colemanite/
SO and borax/SO systems. It can be concluded that in composite structure PIn chains surrounded the colemanite
particles and formed steric hindrance that holds the particles in suspended positions against agglomeration.
To observe the effect of dc electric field on the ER activity, flow rate measurements were carried out on all the
dispersions. For this purpose, dispersions were prepared at a series of particle volume fractions (ϕ = 5–25%) in
SO and flow times were measured under E ≠ 0 kV/mm and E = 0 kV/mm conditions. During the flow time measurements,
it was observed that electric field response time decreases with increasing volume fractions as a result of
formation of fibrillar chain-like structures between the electrodes. On the other hand, a significant fibrillar structures
between the electrodes was not observed for PIn/colemanite/SO system.
The external frequency (f) is an important factor for characterizing the dynamic viscoelastic properties of ER fluids
in vibration damping processes. Stress sweep was first carried out to determine the proper stress value to measure
the storage modulus (G’) in the linear viscoelastic regime. Figure 1 shows G’ as a function of frequency for borax/SO
(ϕ = 20%, E = 2 kV/mm), colemanite/SO, T-colemanite/SO, PIn/colemanite/SO and T-PIn/colemanite/SO dispersion
systems (ϕ = 25%, E = 1.5 kV/mm).
Figure 1. Change in storage modulus with frequency for all the dispersions.
It was observed that Borax/SO system showed the highest G′ values and G’ values of all dispersions except PIn/
colemanite/SO were showed slight increments in the whole frequency sweep range and owing to not providing fully
elastic solid-like structure in the dispersions, but they showed viscoelastic behavior. However, G’ values of PIn/colemanite/SO
increased notably with increasing frequency. This suggests that fibrillar structure between the electrodes
could not occur for PIn/colemanite [5].
Figure 2. Change in damping forces with piston velocity of shock absorber.
Sample: T-PIn/colemanite/SO, ϕ = 10%.
Figure 2 represents the damping forces (F damping ) as a function of piston velocity of the modified automobile shock
absorber for just T-PIn/colemanite/SO system under the constant conditions of T = 25ºC, ϕ = 10% and E = 0-170
V/mm. As the electric field increased, F damping of the ER damper, filled with T-PIn/colemanite/SO, also increased
thereby requiring more force to move the piston. This was mainly attributed to the increment of the shear stress of
the ER fluid with increasing applied E. The percentage increment of vibration damping of the samples was determined
from the following equation:
795

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Vibration damping (%) of the materials calculated to change in the following order: T-PIn-colemanite (30%)>G-colemanite
(28%)>PIn-colemanite (27%)>Colemanite (14%). The addition of Triton-X or glycerol caused to increase in
the percentage of vibration damping of PIn/colemanite/SO and colemanite/SO. It was concluded that the presence
of surfactant/promoter improved the performance of ER fluid.
For Borax/SO system (ϕ = 15%), positive body vibration amplitudes (recorded in the course of opening of the shock
absorber) were observed to be bigger than the negative body vibration amplitudes (recorded in the course of closing
of the shock absorber). Results showed that the amplitudes of body and axle, which are 10.2 and 12.6 mm, respectively,
under non-electric field were reduced to 3.2 and 8.7 mm, respectively, by applying E = 300 V/mm external
electric field. Thus, the vibration damping values were calculated as 68% on the body and 31% on the axle. These
reductions on the amplitudes indicate that borax/SO system is able to perceive applied electric field strength and
significantly increase the vibration damping capacity of the automobile shock absorber [6].
ACKNOWLEDGEMENTS
The authors thank to Turkish Scientific and Technological Research Council for the financial support of this work
(Project no: 107 T 711).
REFERENCES
1. Hao, T., “Electrorheological suspensions”, Advances in Colloid and Interface Science, Vol. 97, pp. 1-35,
2002.
2. Wereley, N.M., “Nondimensional Herschel–Bulkley Analysis of Magnetorheological and Electrorheological
Dampers”, Journal of Intelligent Material Systems and Structures, Vol. 19, pp. 257-268, 2008.
3. Cetin, B., Unal, H.I., Erol, O., “Synthesis, Characterization and Electrokinetic Properties of Polyindene/
Colemanite Conducting Composite”, Clay and Clay Minerals, submitted, 2011.
4. Gumus, O.Y., Unal, H.I., Erol, O., Sari, B., “Synthesis, Characterization, and Colloidal Properties of
Polythiophene/Borax Conducting Composite”, Polymer Composites, Vol. 32, pp. 418-426, 2011.
5. Ramos-Tejada, M.M., Espin M.J., Perea, R., Delgado, A.V., “Electrorheology of suspensions of elongated
goethite particles”, Journal of Non-Newtonian Fluid Mechanics, Vol. 159. pp. 34-40, 2009.
6. Gumus, O.Y., Erol, O., Unal, H.I., “Polythiophene/Borax Conducting Composite II: Electrorheology and
Industrial Applications”, Polymer Composites, Vol. 32, pp. 756-765, 2011.
796
(1)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
TM YÖNTEMİYLE AlSiMg ALAŞIMI METALİK KÖPÜK ÜRETİMİ İÇİN
GELİŞTİRİLEN PREFORM MALZEME ÜRETİM SÜRECİNİN
KAREKTERİZASYONU
Ersin BAhÇECİ*, Yusuf ÖZÇATALBAŞ** ve Mehmet TÜRKER**
* Kastamonu Üniv., Cide Rıfat Ilgaz M.Y.O, 37600, ebahceci@kastamonu.edu.tr
** Gazi Üniversitesi, Teknoloji Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği, 06500, Ankara,
yusufoz@gazi.edu.tr, mturker@gazi.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada, toz metalurjisi yöntemiyle AlSiMg alaşımı kapalı hücreli metalik köpük imalatında kullanılan preform
(öncü) malzeme üretimi ve üretim sürecindeki işlemlerin mikroyapıya etkileri araştırılmıştır. Ağırlıkça %8 Si, %0,8
Mg, %0,8 TiH 2 ve kalanı Al tozları olmak üzere Turbola cihazı ile 45 dakika süreyle karıştırılmıştır. Karışım tozlar oda
sıcaklığında preslenmiş, sinterlemiş ve ardından sıcak ekstrüzyon işlemi uygulanmıştır. Ekstrüze numuneler %20,
%30, %40 ve %50 oranlarında sıcak/ılık haddelenerek levha numuneler üretilmiştir. Üretim sürecindeki her bir işlem
sonrasında numunelerin mikroyapıları optik ve taramalı elektron mikroskop vasıtasıyla incelenmiştir. Her bir ısıl ve
deformasyon işlemleri sonrasında üretilen preform yoğunluğunda artış gözlenmiştir. Sinterleme sonrası matristeki
Si dağılımının homojen olduğu ancak ekstrüzyon sonunda deformasyon doğrultusunda Si partiküllerinde yönlenme
olduğu ve haddeleme sonrası bu etkinin arttığı belirlenmiştir. Ayrıca, deformasyon işlemlerinin TiH 2 ün homojen
dağılımına etkisi olmazken, Mg partiküllerinin deformasyon etkisi ile kümeleştiği belirlenmiştir.
Anahtar kelimeler: Metalik Köpük, Preform (Öncü) malzeme, Al Alaşımı, Mikroyapı
ThE ChARACTERIZATION OF PRODUCTION PROCESS OF
PREFORMS DEVELOPED FOR THE PRODUCTION OF AlSiMg ALLOY
METALLIC FOAMS BY PM ROUTE
ABSTRACT
In this study, production of precursor material for the production of AlSiMg alloyed closed cell metallic foam by PM
techniques and the effect of production route on the properties of microstructure was investigated. Al, 8% Si, 0.8%
Mg and 0.8% TiH 2 powders were mixed in a three dimensional turbula for 45 min. Mixed powders were compacted
at room temperature and sintered before hot extrusion. In order to produce sheet materials samples were hot/warm
rolled by the reduction rates of 20% to 50%. Microstructures after every production stages were investigated by
using optical and electron microscopes. A density increase has been observed after all heat treatment and deformation
stages. The distribution of Si particles was found to be homogeneous after sintering whereas they exhibited
orientation towards the deformation direction after extrusion which was more severe with rolling. The rate of deformation
did not affect the distribution of TiH 2 whereas which result in the agglomeration of Mg particles.
Keywords: Metallic Foam, Al Alloy, Preform, Microstructure
1. GİRİŞ
Köpük malzemeler üretim yöntemleri açısından farklılıklar göstermektedir. Üretim işlemlerine göre katı, sıvı ve gaz
veya iyonize olarak sınıflandırılmaktadır. Sıvı üretim yöntemlerinde sıvı metal içerisine gaz enjektesi ile gerçekleş-
797

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
tirilmektedir. Gaz veya iyonize üretim yöntemlerinde elektro-biriktirme veya metal buhar biriktirme ile çok gözenekli
metalik yapılar elde edilir. Katı hal üretim yöntemlerinde ise tozların köpürtücü madde tozları ile karıştırılarak, sinterlenmesi
ve ekstrüzyon işlemi ile yarı mamul elde edilir [1].
Toz Metalurjisi (TM) yöntemi metal köpüklerin üretimi için en yaygın kullanılan yöntemlerden biridir. Bu yöntem
homojen bir yapı elde etmek için geliştirilen bir yöntemdir [2,3] ve bu alanda yoğun çalışmalara devam edilmektedir
[2,4]. Kapalı gözenekli köpük üretimi yıllardır TM yöntemiyle geliştirilmektedir. Bu yöntemde metal tozlarının ve köpürtücü
malzeme tozlarının karıştırılması ve preslenmesi ile köpürebilir yarı mamul (preform/öncü) malzeme haline
getirme işlemine dayanır. Bu işlemlerle birlikte sıcak presleme, ekstrüzyon, toz haddeleme, vb. metotlar ile preform
üretimi gerçekleştirilebilir. Preform malzeme ergime sıcaklığının üzerinde bir sıcaklığa getirilerek köpürtme işlemi
gerçekleştirilir [5, 6].
TM yöntemiyle üretilen köpük malzemelerde Si ilavesi önemli bir parametreyi teşkil etmektedir. Köpük hücreleri ve
hücre şekilleri eş eksenli yapı görüntüsüne benzer homojen ve yakın hücre boyutlu köpükler üretilebilmektedir [7].
Bunun yanında % 8 Si alaşımının seçilmesi köpürme için gerekli olan en uygun lineer genleşme ve daha düşük
yoğunluklu köpük üretebilmek için kullanılmaktadır [8]. Otomobil parçalarının kısa sürede üretimi için tozlardan
metalik köpük üretimi cazip hale gelmektedir. Sıcak ekstrüzyon ile üretilen preformlar istenildiği gibi şekillendirilerek
veya birleştirilerek köpürtülebilirler [9]. Karmaşık şekilli parçaların uygun şekilli preformların hazırlanarak köpürtülebilmesine
imkân vermektedir.
Bu çalışmada TM yöntemiyle AlSiMg alaşımı kapalı hücreli metalik köpük elde etmek için üretilen preform malzemenin
üretim sürecindeki işlemleri karakterize edilmiştir.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
2.1. Malzeme ve Metot 1
% 99,9 saflıkta 160 µm altı Al tozu ve 10 µm altı Si tozları kullanılmıştır. Mg tozları ise % 99,95 saflıkta 149 µm altı
boyutunda tercih edilmiştir. Ağırlıkça % 8 Si, % 0,8 Mg tozları, % 0,8 TiH 2 köpürtücü ajan tozu ve kalanı alüminyum
tozu olmak üzere 3 eksenli karıştırma cihazında (Turbola) 45 dakika süre ile karıştırılmıştır. Karışım tozlar oda sıcaklığında
preslenerek 60 mm çapında silindirik blok numuneler üretilmiştir. Blok numunelerin sinterlenmesi işlemi
ardından yaklaşık 8:1 ekstrüzyon oranında sıcak ekstrüzyon işlemi uygulanmıştır (Şekil 2.1-a). Ekstrüze numune
kademeli olarak sıcak/ılık işlem sıcaklıklarında %20, %30, %40 ve %50 oranlarında haddelenerek levha biçimli
numuneler üretilmiştir (Şekil 2.1-b).
2.2. Sertlik ve yoğunluk ölçümleri
( a) (b)
Şekil 2.1. a)Ekstrüze edilmiş ve b) Haddelenmiş numuneler
Malzemelerin sertlik ölçümleri, vickers yöntemi ile Instron-Wolpert marka Diatestor 7551 model sertlik ölçüm cihazı
kullanılarak yapılmıştır. Aynı numune için 10 değişik noktadan ölçülen sertlik değerlerinin ortalaması alınmıştır.
Yoğunluk ölçümleri Arşimet yöntemiyle ölçülmüştür. Üretilen numunelerin yoğunlukları, havadaki ağırlıkları, darası
alınmış sudaki ağırlıkları ile bölünerek hesaplanmıştır. Ölçülen yoğunluk değerleri (ρ) ile üretilen numunelerin teorik
yoğunluğunun (ρ teorik ) oranlanmasıyla ((ρ/ρ teorik ) x 100) yüzde yoğunluk değerleri bulunmuştur.
1 Çalışma konusunun ticari değeri sebebiyle sıcaklık, süre, basınç vb. bazı parametrelerin değerleri bildiri metninde belirtilmemiştir.
798

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ρ teorik = %A x ρ A + %B x ρ B + %C x ρ C + ……..+ %N x ρ N = g/cm 3 (1)
100
2.3. Mikroyapı analizleri
Mikroyapı görüntülenmesinde Leica DFC 320 dijital kamera bağlantılı Leica DM 4000 M marka optik mikroskop
kullanılmıştır. Numunelerin üretim aşamalarında mikro yapıları incelenmiştir. Preslenmiş blok numune, sinterleme
sonrası, ekstürüzyon sonrası ve haddelemedeki deformasyon oranlarına (%20, %30, %40 ve %50) göre numunelerin
mikroyapıları belirlenmiştir. (Şekil 3.2). Mikroyapı karekterizasyonu ve görüntü alımları Jeol JSM-6060 LV
marka TEM (Tarama Elektron Mikroskobu) ile sağlanmış, elementsel mikro analizler EDS/XRF sistemi ile gerçekleştirilmiştir.
3. DENEYSEL SONUÇLAR ve TARTIŞMA
3.1. Preform Malzeme Mikroyapısı
Şekil 3.1’de Ekstrüze edilmiş AlSiMg önkarışımlı malzemenin TEM görüntüsü ve XRF analiz sonuçları verilmiştir.
Ana TEM fotoğrafında “1” numara ile XRF kodlaması yapılan açık gri renkli parçacığın ağırlıkça %78 oranında Ti
içerdiği ve bu parçacıkların TiH 2 parçacıkları olduğu belirlenmiştir. Kümeleşmiş bölgenin büyültülmüş fotoğrafında
verilen “3” nolu koyu gri renkli parçacıklar ise Si parçacıklarıdır. Kümeleşmiş bölge içinde tanımlanan bir alanın ise
yoğun olarak Mg içerdiği görülmektedir.
Şekil 3.1. a) Ekstrüze numune SEM görüntüsü ve XRF analizleri
Şekil 3.2’de sinterlenmiş ve ekstrüze edilmiş numunelerin mikroyapıları görülmektedir. Sinterleme sonrası mikroyapıda
Si ve Mg partiküllerinin Al matris içerisinde genel olarak homojen dağılımlı olduğu söylenebilir (Şekil 3.1a).
Ancak, Al tozlarına nazaran ince toz boyutunda olan Mg parçacıklarının matris içinde homojen dağılımıyla birlikte
yer yer Si parçacıklar etrafında küçük kümeler meydana getirdiği görülmektedir. Bu mikroyapıda belirgin bir gözeneklilik
mevcut değildir. Sıcak ekstrüzyon işlemi sonrası mikroyapıya bakıldığında Si partikülleri ve Mg kümelerinin
ekstrüzyon doğrultusunda yönlendiği belirlenmiştir.
799

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3.2. a) Sinterlenmiş numune, b) Ekstrüze edilmiş numune mikroyapısı.
Şekil 3.3’de haddeleme sonrası mikroyapı resimleri görülmektedir. Ekstrüzyon sonrası haddeleme miktarı artıkça
hadde yönünde Si partiküllerinin ve Mg kümeleşmesinin de arttığı belirlenmiştir.
Şekil 3.3. %20 ve %50 haddelenmiş numunelerde Si ve Mg dağılımları
Toz metalurjisi yöntemiyle üretilen ve ekstrüze edilen numune SEM görüntüsü Şekil 3.4’te verilmiştir. Beyaz renkte
görünen parçacıklar TiH 2 ’yi göstermektedir. Bazı bölgelerde Mg kümeleşmeleri mevcuttur. Genel olarak Mg, Al
matris yapı içerisinde çok küçük boyutlu taneler şeklinde yayıldığı görülmektedir (Siyah renkte). Yayılma ile Mg
ilavesinin sinter kalitesi arttırma eğilimi bu numunelerde de görülmüştür [10]. Deformasyon işlemlerinin TiH 2 ün homojen
dağılımına etkisi olmadığı belirlenmiştir. TiH 2 hem Al matris hem de Mg, Si partiküllerinin çevresinde homojen
olarak dağıldığı gözlenmiştir.
3.2. Sertlik ve yoğunluk
Şekil 3.4. Ekstrüze preform malzemede genel parçacık dağılımları
Sinterleme sonrası blok malzemelerin teorik yoğunluğu 2,679 g/cm 3 olarak hesaplanmış, Arşimet yöntemiyle ölçülen
yoğunluk 2,60 g/cm 3 ve % 97 oranındadır. Sinterlenen malzemeye uygulanan sıcak ekstrüzyon sonrası 2,65
g/cm 3 ve % 99 a artmıştır. Haddeleme sonrası numunelerin yoğunluklarındaki artış maksimum 2,66 g/cm 3 ölçülmüştür.
Şekil 3.5’te işlem basamaklarına göre sertlik ve yoğunluk değerlerini içeren grafik gösterilmiştir. Ekstrüzyon
işleminden sonra yoğunluk oranlarında önemli bir değişiklik gözlenmez iken işlem basamaklarında sırasıyla sertlik
değerleri arttığı gözlenmiştir. Ekstrüzyon işleminden sonra yapılan sıcak/ılık haddeleme işlemlerinde pekleşmenin
etkisiyle sertlikte bir miktar artığı tespit edilmiştir. Sinterlenmiş numune ile % 50 deforme numune arasında yaklaşık
% 100’luk sertlik artışı gözlenmiştir.
800

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3.5. İşlem türüne göre yoğunluk ve sertlikteki değişim grafiği.
4. SONUÇLAR
Kapalı hücreli metalik köpük üretmek için toz metalurjisi yöntemiyle geliştirilen Al, %8Si ve %0.8 TiH 2 içeren önkarışımlı
malzemeye uygulanan sinterleme ve çeşitli deformasyon işlemleriyle üretilen preform malzemenin sonuçlarıyla
ilgili aşağıdakiler söylenebilir;
� Sinterleme sonrasında ekstrüzyon ile sağlanan deformasyon işlemleri sonunda yoğunluk % 97’den arttırılarak
% 99 yoğunluğa ulaşılmıştır. Ekstrüzyon sonrası uygulanan sıcak/ılık haddeleme işlemlerinin yoğunluğa önemli
bir etkisi olmadığı belirlenmiştir.
� Ekstrüzyon öncesi sinterlenmiş malzemede Si ve TiH parçacıklarının genel olarak Al matris içinde homojen
2
dağılım gösterdiği, ancak Mg parçacıklarının yer yer küçük kümecikler oluşturduğu belirlenmiştir.
� Sinterlenmiş malzemeye uygulanan 8:1 oranındaki sıcak ekstrüzyon işlemi sonunda Si parçacılarının ekstrüzyon
doğrultusunda yoğun olarak yönlendiği, ayrıca Mg kümlerinin ise, kısmen deformasyon etkisi göstererek
ekstrüzyon doğrultusuna paralel yönlendiği belirlenmiştir.
� Ekstrüze malzemelere sıcak/ılık haddeleme ile sağlanan ve %50 varan deformasyon işlemlerinde ise, ekstrüzyonla
yönlenmiş Si partikülleri ve Mg kümelerinin sıklaştığı görülmüştür.
� İşlem basamaklarında sırasıyla sinter, ekstrüzyon ve haddeleme işlemlerinden sonra sertlik artışı görülmüştür.
Sinterlenmiş numune ile % 50 deforme numune arasında sinter numune sertliğinin yaklaşık iki katı sertlik artışı
gözlenmiştir.
KAYNAKLAR
1. John Banhart, “Manufacture, Characterisation and Application of Cellular Metals and Metal Foams”, Progress
in Materials Science, 46, pp. 559–632, 2001.
2. John Banhart, “Manufacturing Routes for Metallic Foams”, Journal of the Minerals, pp. 22-27, 2000.
3. Chin-Jye Yu, Harald H. Eifert, John Banhart and Joachim Baumeister, “Metal Foaming by A Powder Metallurgy
Method: Production, Properties and Applications”, Innovations in Materials Conference, vol:2, pp.
181–188, 1998.
4. Mehmet TÜRKER, “Toz Metalurjisi Yöntemi ile Alüminyum Köpük Üretimi”, 5. Uluslararası İleri Teknolojiler
Sempozyumu (IATS’09), s.1-6, Karabük, 2009.
5. I. Duarte and J. Banhart, “A Study of Aluminium Foam Formation Kinetics and Microstructure”, Acta Materialia,
48, pp. 2349-2362, 2000.
6. By Frank Baumgärtner, Isabel Duarte and John Banhart, “Industrialization of Powder Compact Foaming Process”,
Advanced Engineering Materials, 2, No:4, pp. 168-174, 2000.
7. Koza, E., Leonowicz, M., Wojciechowski, S. and Simancik, F., “Compressive Strenght of Aluminium Foams”,
Materials Letters, 58, pp. 132-135, 2003.
8. Uzun, A., Gömen, U. ve Türker, M., “Toz Metalurjisi Yöntemi İle Üretilen Alüminyum Esaslı Metalik Köpükte
Si İlavesinin Köpürmeye Etkisi”, 5. Uluslararası Ileri Teknolojiler Sempozyumu (IATS’09), Karabük, s. 1-4,
2009.
9. M. Shiomi, S. Imagama, K. Osakada and R. Matsumoto, “Fabrication of Aluminium Foams From Powder by
Hot Extrusion and Foaming”, Journal of Materials Processing Technology, 210, pp. 1203–1208, 2010.
10. I.A. MacAskill, R.L. Hexemer Jr., I.W. Donaldson and D.P. Bishop, “Effects of Magnesium, Tin and Nitrogen
On The Sintering Response of Aluminum Powder”, Journal of Materials Processing Technology, 210, pp.
2252–2260, 2010.
801

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MODELING AND
SIMULATION
www.turkishpm.org
802

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
MODELING OF HEAT TRANSFER PROCESSES IN POROUS STEELS
Penka ZLATEVA*,Diyan DIMITROV**, Marin STOYTCHEV***and Daniela CHAKYROVA*
* Technical University of Varna, Faculty of Shipbuilding,
Department of Heat Engineering, 9010, Varna, Bulgaria, pzlateva1@abv.bg
** Technical University of Varna, Faculty of Shipbuilding,
Department of Mechanical Engineering, 9010, Varna, Bulgaria, dimitrov.diyan@gmail.com
*** Institute of Metal Science -BAS, 1000, Sofia, Bulgaria, m.stoytchev@ims.bas.bg
ABSTRACT
In the present article questions about heat transfer in sintered PM steels are discussed. Modeling of heat transfer in
porous media can help for optimizing sintering and secondary heat treatment processes. On a base of experimentally
obtained heat properties (heat capacity, thermal conductivity) of steel samples different with different porosity
levels (6,11,20%), a numerical model of heat transfer was created. It seems that low porosity levels decreases
thermal diffusivity, but at high porosity levels deeper penetration of cooling media into the open pores increases it.
Keywords: Powder Metallurgy, Sintering, FEM-modeling
1. INTRODUCTION
Increasing demands of PM components required detailed knowledge of the capabilities of sintering technology, the
correct selection of the modes of ongoing processes in a wide variety of metal compositions. Knowledge of thermal
characteristics of PM products with different porosity is necessary to maximize the impact of the process [1-2].
Cooling of PM parts is set by temperature curve representing the relationship between the body temperature (model)
and environment (furnace) and cooling time. Upon realization of this non-stationary temperature field of the body
significant amount of heat is released. This heat flux can be most accurately determined by modeling of unsteady
heat transfer from PM body to the furnace, reflecting its real geometry and heat properties [3,6].
2. EXPERIMENTAL
In present paper object of study is simulation modeling of cooling process of PM sintered bodies with different
porosity. For this purpose, microstructure images of iron besed sintered samples with different porosity level were
used. Sintering was carried out at 1120°C in industrial conveyor belt furnace with isothermal holding time 30 min
and non-forced cooling to room temperature. The porosity of samples after sintering is 6, 11, 16%, based on the
metallographic analyses.
The metallographic analysis of the samples was made, using microscope “Neofot-32”, equipped with a digital
camera.
To form geometry of the model microstructure non-etched JPEG image is converted into black and white image.
Contours are obtained in the binary version of black and white image. The next step of modeling is to extract the geometry
using the AutoCAD software. B&W image contains many small art and distortion effects that must be filtered.
Filtering of the image must be done very carefully because in this process most of details can be lost. The main idea
is to draw points on the border between binary 1 and 0 areas, which correspond to the contours of the pores.
803

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
The geometry of the pores is also made in AutoCAD. The boundaries are defined by different functions of curvature.
For example, the points are spent in the channels to form boundary curves pores. Extracting the coordinates of
pores and channels of receipt was done with the help of built into AutoCAD functions Fig.1.
Figure 1. Example of porous body geometry drawn.
Creating the finite elements network is limited by two factors. The number of elements should not be too large and
the size of the elements must be small enough to reflect the existing physical processes. Based on these limitations
in FEM-software finite element network with approximate size of 3µm was generated. Shape of finite element
rectangular tetrahedron was chosen.
3. RESULTS AND DISCUSION
Numerical model is built under the following conditions: Heat is given by the radiation of heat from the plate type
body, to the furnace environment. The body is heterogeneous and consists of a metal matrix and pores.
3.1 Mathematical models of transient analysis temperature flow in the plate
Transient heat transfer in plate body can be described by heat transfer equation (1) and conditions of unity to solve
it, adequate to the real thermal behavior of the body in cooling mode.
3.2 Geometry of the model
Because of the thermal and geometric symmetry, geometric model is presented in the following way. Separate a
small amount of microstructure picture after treatment in the above software is presented as a plate with the following
characteristics:
- Model 1 6% porosity has dimensions of 0.552 x 0.414 x 0,001 mm;
- Model 2 11% porosity has dimensions of 0.594 x 0.446 x 0,001 mm;
- Model 3 20% porosity has dimensions of 0.571 x 0.429 x 0,001 mm.
3.3. Initial and boundary conditions
The temperature in the plate at the end of sintering process (1120°C) is taken as a starting temperature of the cooling
process. Initial uniform temperature distribution of 1120°C was set. To all outside faces radiation with a degree
of emissivity ε = 0.97 was set. Radiant energy exchange between neighboring surfaces of a region or between a
region and its surroundings can produce large effects in the overall heat transfer problem. Though the radiation
effects generally enter the heat transfer problem only through the boundary conditions, the coupling is especially
strong due to nonlinear dependence of radiation on surface temperature.
Extending the Stefan-Boltzmann Law for a system of N enclosures, the energy balance for each surface in the
enclosure for a gray diffuse body is given by Siegal and Howell [5], which relates the energy losses to the surface
temperatures:
804
(1)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
For a system of two surfaces radiating to each other, Equation 2 can be simplified to give the heat transfer rate
between surfaces i and j as see Chapman:
where:
If Aj is much greater than Ai, Equation 3 reduces to:
where:
3.4. Physical conditions
After check [3] of the thermal properties of materials for metal matrix (Fe-0.3%C) and the pores (nitrogen) are
composed the following relations: C = C (T) and K = K (T) Table 1. These dependencies are used in solving equation
(1).
3.5. Post processing results
Table 1. Thermal properties.
The formulated mathematical model is solved, using Ansys 13 FEM-software. The duration of cooling is discretisated
in equal (1s) time steps.
The results of simulation studies for model 1,2 and 3 are shown on Figure 2,3 and 4. Figures shows the distribution
of thermal field in the metal parts and pores in a model.
From Fig. 2 can be seen that for a time 0,3477s, plate size of around 500µm is cooled to aproximatelly 89,145°C.
Cooling curve is shown in the bottom of the figure.
From Fig. 3 can be seen that for a time 0,3477 s, plate with 11% porosity (mostly elongated pores) size of around
500µm is cooled to aproximatelly the same temperatue as a 6% porosity sample – 89,088°C. Cooling curve is
shown in the bottom of the figure.
805
(2)
(3)
(4)
(5)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 2.Temperature field distribution in 6% pores model. Bottom –cooling curve
From Fig. 4 can be seen that for a time 0,3477s, plate with 20% porosity and size of around 500µm is cooled to
aproximatelly– 84,895°C. Cooling curve is shown in the bottom of the figure.
The analysis of results Fig.2,3,4 shows that at the same time and temperature, simulations show varying degrees of
cooling, due to the different percentage of pores. As a rule thermal difusivity have to decrease with porosity increasing
[3]. It is interestinng to mention that at higher porosity level (20%) faster cooling speed (lower
Figure 3.Temperature field distribution in 11% pores model. Bottom –cooling curve
806

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Figure 4.Temperature field distribution in 20% pores model. Bottom –cooling curve
thermal diffusivity) was registred. The presence of open high percent open pores is a key factor here [4,7] since
cooling media can penetrate in open pores.
4. CONCLUDING REMARK
The proposed in this paper simulation model of the cooling of metal matrix and pores can be used in the design and
verification tasks associated with the cooling process of PM products in belt furnaces.
5. NOMENCLATURE
C – specific heat capacity, J/(kg.K)
K - thermal conductivity, W/(m.K)
ρ – density, kg/m3
N = number of radiating surfaces
δji = Kronecker delta
εi = effective emissivity (input on EMIS or MP command) of surface i
Fji = radiation view factors
Ai = area of surface i
Qi = energy loss of surface i
σ = Stefan-Boltzmann constant (input on STEF or R command)
Ti, Tj = absolute temperature at surface i and j, respectively
REFERENCES
1. German, R.M., Powder Metallurgy Science, MPIF, Princeton, NJ, USA, 1994.
2. German, R.M. Sintering Theory and Practice, Willie&Sons, NY, 1996
3. Rusev D.and etc, Heat Transfer, TU Varna, 2002
4. Bocchini G. F., A. Baggioli, B. Rivolta, G. Silva, P. Piccardo, E. Poggio, “Influence Of Density And Surface/Volume
Ratio On The Cooling Rate Of Sinter-Hardening Materials”, Powder Metallurgy Progress, Vol.4 (2004),
No 2
5. Sundelöf Erik: “Modelling of Reactive Gas Transport”, ISBN 91-7283-511-7 TRITA-NA-0309 Licentiate Thesis,
Universitetsservice US AB, Stockholm 2003
6.
Ansys Modeling and Meshing Guide – Ansys Release 13.0
807

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
GAZ ATOMİZASYONU NOZULUNUN hESAPLAMALI AKIŞKANLAR
DİNAMİĞİ (CFD) İLE NÜMERİK MODELLENMESİ
Mustafa GÜLEŞEN * , Rahmi ÜNAL ** ve Özer AYDIN**
* Eskişehir Osmangazi Üniversitesi, Mühendislik ve Mimarlık Fakültesi, Makine Mühendisliği Bölümü,
26030, Eskişehir, mgulesen@ogu.edu.tr
** Dumlupınar Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Makine Mühendisliği Bölümü, 43020, Kütahya,
runal@dpu.edu.tr, ozaydin@dpu.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada, yakından eşlemeli süpersonik gaz atomizasyonu nozulu CFD simülasyonu kullanılarak Reynold
Stress Modeli ile modellenmiştir. Nozulun çıkış bölgesindeki gazın davranışı ve metal akış borusu ucundaki etkisi
incelenmiştir. Özellikle metal akış borusu ucunda meydana gelen uç basınç değerlerini belirlemek amacıyla CFD
simülasyon modelinin sonuçları ile deneysel sonuçlar kıyaslanmıştır. CFD çözümünde elde edilen gaz atomizasyonu
nozulunun metal akış borusu uç basınç değerleri deneysel veriler ile oldukça yakın bulunmuştur. Ortalama
%3-5 daha büyük değerler elde edilmiş ve gaz basıncına göre değişim eğrisi benzer bir davranış göstermiştir. Bu
sonuçlara göre Reynold Stress model oldukça başarılı bir çözüm ortaya koymuştur.
Anahtar Kelimeler: Gaz atomizasyonu, CFD, gaz akış bölgesi
NUMERICAL MODELING OF ThE GAS ATOMIZATION NOZZLE BY CFD
ABSTRACT
In this study, close coupled gas atomisation nozzle was modelled by CFD using Reynold Stress Modell. Gas behaviour
at the nozzle exit and effect of the gas on the melt delivery tube tip were investigated. The pressure observed
at the melt delivery tube was especially compared with the experimental melt tip pressure data. The difference
between the CFD solution and experimental data was found to be very small. About %3-5 higher tip pressure value
is observed at the CFD solution. The deviation between the numeric solution and experimental data is similar in
shape. This results show that the Reynold Stress model offer very good results for the gas atomisation nozzle.
Keywords: Gas atomization, CFD, gas flow field.
1.GİRİŞ
İnce metal ve alaşım tozu üretiminde kullanılan etkili yöntem yüksek basınçlı gaz atomizasyon yöntemidir. Yakından
eşlemeli nozulun kullanıldığı sıvı metalin gaz atomizasyonunda üretilen metal tozunun homojen ve küresel olması,
diğer toz üretim teknikleri ile elde edilememektedir. Bu yöntem ince metal tozu üretiminde, iyi akış karakteristiği ve
paketleme özelliği gereken uygulamalarda kullanılır. Kimyasal tekniklerle üretilemeyen alaşım tozları gaz atomizasyon
yöntemi ile kolayca üretilir.
Gaz atomizasyon yönteminde amaç yüksek hızda genleşen gazın kinetik enerjisini sıvı metale aktararak metali
küçük damlacıklara ayırmaktır. Düzenli ve yüksek verimli bir atomizasyon işleminin gerçekleşmesi gaz kinetik
808

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
enerjisinin yüksek olması ve metal akış borusu ucunda negatif basınç oluşumu ile sağlanır. Gaz atomizasyonu
işleminde, atomizasyon gaz basıncı partikül boyutu ve yüzey morfolojisini belirlemede önemli bir rol oynar. Aksoy
ve ark. yaptıkları çalışmada azot gazı ile atomize edilmiş kalay tozunun toz boyutu ve morfolojisi üzerine çıkıntı
mesafesinin ve gaz basıncının etkisini incelemişlerdir [1-4]. Artan atomizasyon gaz basıncı ile ortalama toz boyut
dağılımını azaldığını bulmuşlardır. Toz karakteristiğinin belirlenmesinde atomizasyon gaz basıncının fiziksel etkisini
birkaç araştırmacı grup anlamak için çalışmışlardır [5-10]. Ting ve ark. HPGA (yüksek basınçlı gaz atomizasyon)
nozulda atomizasyon gaz basıncı değişimi ile “open wake” ve “closed wake” durumunu araştırmıştır [5]. Mi ve ark.
Hesaplamalı akışkanlar dinamiği yazılımı PHOENICS kullanımı ile HPGA (yüksek basınçlı gaz atomizasyon) gaz
akış bölgesinde metal akış borusu mesafesinin ve atomizasyon gaz basıncının etkisini simüle etmişlerdir [6-7]. Zeoli
ve ark. sıvı metale maximum kinetik enerji transfer edildiği ve şok dalgalarının azaltıldığı bir izentropik meme nozul
(IPN) tasarlamıştır. IPN nin performansı gaz akış dinamiğini, damlacık parçalanma mekanizmasını ve parçacık
boyutunu içeren nümerik bir model kullanılarak çözümlemiştir. Bu modeli oluşturulmasında CFD yazılımı olan FLU-
ENT kullanmışlar. Türbülans model olarak Reynolds-stress modeli kullanılmış. Nedeni olarak da bu modelin akışta
hızlı değişimlerin olması rağmen akışı yakalamadaki üstünlüğü neden ile tercih etmiştir [8]. Allimant ve ark. De
laval nozul ile sıvı metalin gaz atomizasyon yöntemi ile işlenmesi başlıklı makalesinde De laval nozul için gaz akış
bölgesinde basınç ve ergiyik debi etkisini incelemiştir. Sıvı metal atomizasyonunda De laval nozul kullanılarak
hem deneysel hemde modelsel yaklaşımlar çalışılmıştır. Bu iki yaklaşım ile atomizasyon basıncına etkisi ve toz
boyutuna etkileri karşılaştırmıştır [9]. Deneysel olarak gözlemlenen eğilimler yalnız gaz akış üzerinde CFD modelleme
çalışması ile açıklanabilir olduğunu tespit etmiştir [10]. Bunun için atomizasyon modeli oluşturulmasında CFD
yazılımı olan FLUENT kullanarak yapmışlardır. İdeal gaz olarak argon, türbülans model olarakta k-® türbülans
modeli kullanmıştır. Hesaplamanın yakınsamasını giren ve çıkan debi arasındaki fark tarafından değerlendirmiştir.
Basınç artması gaz hızında bir artışa yol açtığını, bunun ergiyiği daha iyi keserek parçalayıp ve böylece daha ince
toz üretildiğini belirlemiştir [9].
Bu çalışmada, yakından eşlemeli süpersonik gaz atomizasyonu nozulu CFD simülasyonu kullanılarak Reynold
Stress Modeli ile modellenmiştir. Nozulun çıkış bölgesindeki gazın davranışı ve metal akış borusu ucundaki etkisi
incelenmiştir. Özellikle metal akış borusu ucunda meydana gelen uç basınç değerlerini belirlemek amacıyla iki farklı
CFD simülasyon modelinin sonuçları ile deneysel sonuçlar kıyaslanmıştır.
2. MODELLER VE SAYISAL FORMÜLASYONU
CFD yazılımının paket programı FLUENT 6.3 kullanılarak atomizasyon nozulunun gaz akışı simüle edilmiş ve
atomizasyon gaz basıncının etkileri üzerine modelleme çalışması yapılmıştır. FLUENT 6.3 programı seçilen denklemlerin
çözümünde sonlu hacim yaklaşımını kullanır. CFD gibi böyle nümerik modelleme teknikleri akış ve ısı
transferi problemlerini simule etmek için güçlü bir araçtır. Kütlenin korunumu veya süreklilik denklemi, momentumun
korunumu veya Navier–Stokes transport denklemi ve enerjinin korunumu denklemi nümerik olarak çözülebilir. İki
boyutlu eksenel simetrik geometriler için süreklilik denklemi; [17]
Burada ρ gaz yoğunluğu, x eksenel koordinat, r radyal koordinat, v x eksenel hız, and v r radyal hızdır. Sm kaynak
terimi ise ayrılmış ikinci fazdan (sıvı damlacıklarının buharlaşması nedeniyle gibi) sürekli faza ilave edilen kütle
ve herhangi bir kullanıcı tarafından tanımlanmış kaynaktır. Denklem (1) sıkıştırılabilir ve sıkıştırılamaz akışlar için
kullanılan kütlenin korunumu denkleminin genel formudur.
İki boyutlu eksenel simetrik geometriler için eksenel ve radyal momentum korunum denklemleri aşağıda verilmiştir.
ve
809
(1)
(2)
(3)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Burada; (4)
Burada p statik basınç, gerilim tensöü, v swirl hızı, ve sırasıyla yerçekimi kuvveti ve dış kuvvettir (ayrık
z
faz ile etkileşimden yükselme gibi).
Reynolds stress model (RSM) göre türbülans kinetik enerji
verilmiştir.
ve
810
ve türbülans yitim hızı denklemleri aşağıda
Burada; = 0:82, = 1, = 1:44, = 1:92, Yerçekimi vektörle alakalı lokal akış yönünün bir
fonksiyonu olarak ölçülmüş değerler ve and kaynak terimlerdir.
Sıkıştırılabilirlik etkilerine yüksek hızlardaki gaz akışlarında ve/veya büyük basınç değişimlerinde karşılaşılır. Akış
hızı gazın ses hızına yaklaştığı ya da aştığı zaman veya sistemde basınç değişimi (∆p=p) büyük olduğu zaman
basınçla gaz yoğunluğunun değişimi akış hızı basıncı ve sıcaklığı üzerinde önemli bir etkiye sahiptir. Sıkıştırılabilir
akışlar için, ideal gaz kanunu aşağıdaki formda yazılır;
Burada p op işletme basıncı (operating conditions panelinde tanımlanır), p işletme basıncına göre bağıl lokal statik
basınç, R üniversal gaz sabiti, ve M w moleküler ağırlıktır. Sıcaklık T enerjinin korunum denkleminden hesaplanabilecektir.
Sutherland vizkosite kanunu ideal gazların kinetik kuramı ve idealize edilmiş bir moleküller arası kuvvet potansiyeline
dayanmaktadır. Bu formül iki veya üç katmanlıdır. Bu çalışmada üç katmanlı Sutherland kanunu kullanılmıştır.
Üç katmanlı Sutherland kanunu;
Burada µ viskozite (kg/ms), T statik sıcaklık (K), µ 0 bir referans değer (kg/ms), T 0 bir referans sıcaklık (K), ve S
ise gazın karakteristiği olan Sutherland sabiti olarak isimlendirilen bir efektif sıcaklık (K). Sıcaklık ve basıncın orta
değerlerinde hava için, µ 0 = 1.7894x0 -5 kg/ms, T 0 = 273.11 K, and S = 106.67 K [18].
3. DENEYSEL YÖNTEM ve SAYISAL MODEL
3.1. Deneysel Çalışma
Atomizasyon işleminin kararlı bir şekilde
gerçekleşebilmesi için nozul içerisine yerleştirilen
sıvı metal akış borusu uç noktasında meydana
gelen basınç önemlidir ve bu basıncın bilinmesi
gerekir. Sıvı metalin atomizasyonu sırasında bu
basıncın ölçümü mümkün olmadığından dolayı
genellikle sadece atomizasyon gazı verilerek uç
basınç ölçümleri yapılır. Bu amaçla kurulmuş düzenek
şekil 1’de gösterilmiştir.
Şekil 1. Süpersonik geometrili nozulun
şematik gösterimi ve metal akış borusu
uç basıncının ölçüm sistemi.
(5)
(6)
(7)
(8)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Burada metal akış borusunun üst tarafına yerleştirilen bir basınç algılayıcısından (pressure transmitter) alınan sinyaller
sinyal alıcı tarafından “mbar” değerine çevrilerek okunmaktadır. Farklı atomizasyon basınçlarında ölçülen
değerler kaydedilerek uç basınç grafikleri çizilmiştir.
Gaz atomizasyonu işleminde ekonomiklilik önemli bir parametredir. Bu parametre üretilen toz için tüketilen gazın
debisini ifade eder. Yapılan deneylerde süpersonik nozul için farklı atomizasyon basınçlarındaki gaz debisi
değerleri ölçülmüştür. Ölçümler SIEMENS marka Sıtrans F C Massflo Mass 2100 tipi kütlesel debi ölçüm cihazı ile
gerçekleştirilmiştir.
Nozul 8.5 mm 2 boğaz alanına, 5 mm çıkıntı mesafesine ve 26 0 lik nozul açısına sahiptir. Atomizasyon nozul sisteminin
simetrik şekle sahip olduğu için hesaplama iki boyutlu eksenel simetrik olarak çözülmüştür.
3.2. CFD Model Oluşturulması
Atomizasyon nozul sisteminin simetrik şekle sahip olduğu için hesaplama iki boyutlu eksenel simetrik olarak
çözülmüştür. Model geometrisinin oluşturulmasında daha önce toz üretiminde kullanılan nozulun ölçüleri esas
alınmıştır. Nozul iki boyutlu ve eksenel simetri olmak üzere GAMBIT 2.4.6 programında çizilmiş ve ağ yapısı
(meshleme) oluşturulmuştur(Şekil 2).
İki boyutlu eksenel simetrik geometrili çözüm, iki boyutlu ve üç boyutlu geometrilere göre hassasiyet açısından
bakıldığında daha avantajlıdır. Çünkü grid sayısının azlığı zaman tasarrufu sağlayacağı gibi, alan başına düşen grid
miktarı diğerlerine göre oldukça yüksektir. Şekil 3 de nozulun yakınsak-ıraksak bölgesinin grid yapısı ve hesaplanan
alan gösterilmiştir. Nozulun uç basıncını ölçmek için şekil 4’te gösterildiği gibi nozulun ucundan itibaren bir mm ara
ile üç satır kullanıldı ve her bir hat 1,5 mm uzunluğundadır. Her bir hat üzerine 10 adet ölçüm noktası konulmuştur.
Ölçüm noktalarından elde edilen tüm basınç verilerinin ortalaması nozul uç basıncı olarak kabul edilmiştir.
Metal akış borusunun iç çapı 3 mm olduğundan dolayı Simülasyon basınç değerleri elde etmek için hat uzunlukları
y-ekseni yönünde 1,5 mm alınmıştır. Simülasyonda elde edilen basınç değerlerinin doğruluğunu artırmak için üç
basınç hattı birbirinden 1 mm aralıkla yerleştirilmiştir. Tüm noktaların basınç değerlerinin ortalaması alınarak belirlenen
metal akış borusu uç basınç değeri, deneylerde elde edilen değerler ile kıyaslanmıştır.
Nozulun en dar bölgesi (boğaz) 0.2 mm. Akışı daha iyi analiz edebilmek için nozul bölgesi ince meshlenmiştir.
Simülasyon başlangıcında hücre sayısı 47196 (mesh 1) olan kaba meshleme yapılmış, daha sonra rafine ederek
334917 (mesh 2) mesh den bağımsızlığını kanıtlamak için aynı geometriyi hücre sayısı 1464200 (mesh 3) olan ağ
yapılarında akış simüle edilmiştir (Şekil 5).
Buradan da anlaşıldığı üzere mesh 2 daha ince ağ yapısına sahip mesh 3 den daha avantajlıdır. Elde edilen modelin
meshden bağımsızlığını kanıtlamış olduğumuz gibi mesh 2 ile sonuç daha kısa sürede ve mesh 3 e benzer
değerleri elde ettiği tespit edilmiştir. Bu çalışmada incelenen tüm durumlar için, üçgen ağ yapısı tercih edilmiştir.
Şekil 2. Mesh yapısı ve sınır şartları.
811

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3. Kritik bölgelerdeki ve cidarlardaki mesh yapıları.
Şekil 4. CFD modellemede nozul uç basınç değerlerini alınmasında kullanılan hatların pozisyonu.
Şekil 5. Farklı mesh sayısına sahip CFD modellerdeki veriler ile deneysel verilerin kıyaslanması.
812

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
CFD simülasyonları basınca dayalı, kararlı durum ayrılmış tam çözücü kullanılarak yapılmıştır. Akış türbülanslı,
viskoz model olarak Reynolds stres model (RSM) kullanılarak çözülmüştür. Model sabitleri default değerler
uygulanmıştır. Programın çözücü tipi seçiminde seçilenler ise “pressure based”, “implicit” yaklaşım, standart duvar
fonksiyonu ve “steady” (kararlı) çözümdür. Akışkan olarak azot gazı, yoğunluk için ideal gaz kanunu ile sıkıştırabilir
gaz kabul edilmiş ve NIST verilerine göre gaz sabitleri Tablo 1 de verilmiştir [20]. NIST verilerine göre azot gazının
sıkıştırabilirlik faktörü 11 Atmosfer basıncında ve 300 K sıcaklıkta 0,998 dir. Bu durumda ideal gaz kanunu bu
simülasyon kullanmak makuldür. Sınır şartları şekil 2’de gösterilmiştir. Atomizasyon basıncı 1.0, 1.3, 1.7, 2.2 ve
2.7 MPa değerler CFD modelleme esnasında gaz giriş basıncı olarak kullanılmıştır. Gaz girişindeki sıcaklık 300 K
kabul edilmiştir. Gaz çıkışı CFD modelde basınç çıkışı olarak belirtilmiş ve atmosfer basınç değeri alınmıştır. Tüm
duvar sıcaklıkları 300 K kabul edilmiştir.
Çözüme başlama aşamasında programın kullanıcı kitabından oldukça yararlanılmıştır. Yüksek basınçlı çalışmalarda
çözüme başlamada önerilen yolların kullanılması önem arz etmektedir. Aksi takdirde çözüme ulaşılamamaktadır.
Bunun için özellikle 200 iterasyonda kararlı bir yakınsama sağlanması için enerji denklemleri seçilmemiştir. Başlangıç
değeri için hız değeri programın hesapladığı değerden daha düşük girilmiştir. Ayrıca rahatlatma faktörleride (under-relaxation
factor) basınç için 0.4, momentum için 0.3, yoğunluk için 0.3, enerji için 0.9 seçilmiştir ve diğerleri
default değerleri olarak aynı kalmıştır. Yakınsama da kararlı bir görüntü sağlandıktan sonra (200 iterasyon sonra)
enerji denklemi açılmıştır. Çözüm için 1.dereceden denklemler (first order upwind) seçilmiştir. RSM ayrıklaştırma
çözümünde 2. dereceden denklemler (second order upwind) altında simülasyonun yakınsaması oldukça zordur [21]
ve yakınsama kriteri olarak ise enerji denkleminin 10 -6 hata oranı esas alınmıştır. Ayrıca giriş ve çıkış arasındaki
kütlesel debiler arasındaki farkında 10 -6 oranında bir farka ulaşması yakınsama kriteri olarak göz önüne alınmıştır.
Tablo 1 Sayısal çözümleme için azot gazının özellikleri
Fiziksel Özellikler Değer
Yoğunluk (kg/m 3 ) 1.138
(J/(kg.K)) 1040.67
Termal iletkenlik (W/(m.K)) 0.0242
Referans viskosite (kg/(m.s)) 1.66310 -5
Referans sıcaklık (K) 273.11
Efektif sıcaklık (K) 106.67
Moleküler ağırlığı (kg/(kg.mol)) 28.0134
Standart hal entropisi (J/(kg.mol.K)) 191494.8
4. BULGULAR ve DEĞERLENDİRME
Bir problemin CFD yardımıyla çözülmesinde seçilen modellerin uygunluğunun tespiti için CFD sonuçlarının deneysel
verilerle kıyaslanması gerekir. CFD sonuçlarının deneysel verilere yakınlık derecesi ve deneysel verilerle aynı
karakteristik özelliklerine sahip olup olmadığı incelenir. Bu çalışmada simülasyonun doğruluğunu kontrol etmek için
Ünal’ın deneysel verilerinden yararlanılmıştır [1, 22, 23]. Aydın ve Ünal yaptıkları çalışmada sayısal çözümlemeleri
ile deneysel verilere bakıldığında nozul gaz basınçları arasındaki fark tüm basınçlarda aynı olduğu, deneysel
verilerde nozul uç basıncı daha az olmakla birlikte, Realizable model sonuçları ile arasındaki fark %11-
15 arasında değiştiğini tespit etmişlerdir [25]. Reynolds stres model ile deneysel verileri kıyaslandığında %3-11
arasında değişirken, %11 farkı sadece 1.0 MPa basınç altında elde edilmiştir. 1.3, 1.7, 2.2 ve 2.7 MPa basınçlarda
deneysel verilere yakınlığı %3-5 arasındadır (Şekil 6). Bu sonuca göre Reynolds stres model basınç değerleri deneysel
veriler ile kıyaslandığında modele göre daha yakın sonuçlar vermiştir. Espina ve Piomelli yaptıkları
çalışmalarında sayısal çözümlemeleri ile deneysel verilere genellikle %10-20 arasında yakınlık elde etmişlerdir [24].
Bu nedenle bu simülasyonlar deneysel verilerle Espina ve Piomelli tarafından yapılan daha önceki çalışmalardan
daha iyi örtüşmektedir. Bu sonuç nozul uç basıncının belirlenmesinde Reynolds stres modelin kullanılabileceğini
göstermektedir. Şekil 7’de gaz kütlesel debisinin CFD simülasyonlar ve deneysel veriler ile kıyaslaması verilmiştir.
Deneysel veriler ile CFD sonuçları arasındaki fark hemen hemen sabit olup %30 civarındadır. Bu fark nozulun yü-
813

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
zey özelliklerinden ve gerçek darboğaz kesit alanı ile nozulun tasarımındaki darboğaz kesit alanı arasındaki farktan
kaynaklanmış olabilir. Yine bu konuda Anderson ve Terpstra [3] yaptıkları çalışmada teorik debi ile deneysel debi
arasında basıncın artmasıyla birlikte giderek artan bir fark tespit etmişler ve teorik debi değerleri ile deneysel debi
değerleri arasında çok büyük fark bulmuşlardır. Anderson ve Terpstra bu farkın nedenini açıklayamamışlardır. Bu
çalışmada elde edilen değerler arasında hemen hemen sabit bir farkın olması yapılan hesaplamanın deneysel veriler
ile örtüştüğünü göstermektedir. Ayrıca CFD çalışmasında gaz sıcaklığı sabit tutulmuştur. Deneysel çalışmada
akış esnasındaki gaz sıcaklığı zamanla azalmaktadır. Bu durum nozula geçen gazın gerçek kütlesel debisini de
etkileyebilir.
Şekil 6. Nozul uç basıncının CFD ve deneysel veriler ile karşılaştırılması.
Şekil 7. Gaz kütlesel debisinin CFD ve deneysel veriler ile karşılaştırılması
Nozul bölgesinde Reynolds stress çözümde elde edilen gaz hızları Şekil 8’de verilmiştir. Gaz hızı maksimum
değerine (663 m/s) 2.7 MPa gaz giriş basıncında, minimum değerine (631m/sn) ise 1.0 MPa gaz giriş basıncında
erişmektedir. Bu sonuçlar gaz hızının basınç artışı ile önemli ölçüde artmadığını göstermektedir. Bu nedenle verimli
bir gaz atomizasyon işlemi için nozul geometrisinin daha önemli olduğunu göstermektedir. Bir nozulda aynı kütlesel
gaz debisinde daha yüksek gaz hızı elde edilebilirse nozulun verimi daha yüksek olacaktır. Bundan dolayı bir gaz
atomizasyon nozulunun verimi ekseriyetle nozulun geometrisine bağlı olduğu söylenebilir.
Şekil 8. Reynolds stres modelin farklı basınçtaki hız değerleri.
814

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
5. SONUÇLAR
Bu çalışma kapsamında gaz atomizasyonu nozulunun Reynold Stress model ile CFD çözümü yapılmıştır. Elde
edilen sonuçlar deneysel veriler ile kıyaslanarak modelin doğruluğu incelenmiştir. Çalışmanın sonuçları aşağıda
maddeler halinde verilmiştir:
•
•
•
CFD çözümünde elde edilen gaz atomizasyonu nozulunun metal akış borusu uç basınç değerleri deneysel
veriler ile oldukça yakın bulunmuştur. Ortalama %3-5 daha büyük değerler elde edilmiş ve gaz basıncına göre
değişim eğrisi benzer bir davranış göstermiştir. Bu sonuçlara göre Reynold Stress model oldukça başarılı bir
çözüm ortaya koymuştur.
Gaz debisi değerleri deneysel debi değerleri ile karşılaştırıldığında sabit olmak üzere %30 fark elde edilmiştir.
Boğaz açıklığı 0,2 mm olarak teorik hesaplamalar yapılmıştır. Debi değerleri arasındaki farkın nedeni nozulun
imalatındaki boyutsal sapmadan ve sıcaklık değişimlerinden kaynaklanabilir.
Gazın akış doğrultusunda bir çizgi boyunca gaz hızı değerleri karşılaştırıldığında gaz basıncına göre çok
önemli fark olmadığı görülmüştür. Özellikle gazın sıvı metal ile buluşma noktası olan bölgede yüksek basıncın
gaz hızını çok önemli oranda arttırmadığı, 1.7, 2.2 ve 2.7 MPa basınçlarda gaz hızının birbirine oldukça yakın
olduğu görülmüştür.
KAYNAKLAR
1. Aksoy A, Ünal R. “Effects of gas pressure and protrusion length of melt delivery tube on powder size and powder morphology
of nitrogen gas atomized tin powders” Powder Metall, 49(4): 349-354, 2006.
2. Singh D D, Dangwal S. “Effects of process parameters on surface morphology of metal powders produced by free fall gas
atomization”J Mater Sci, 41(12): 3853-3860, 2006.
3. Anderson I E, Terpstra R L. “Progress toward gas atomization processing with increased uniformity and control” Mater
Sci Eng A, 326(1): 101-109, 2002.
4. Srivastava V C, Ojha S N. “Effect of aspiration and gas-melt configuration in close coupled nozzle on powder productivity”
Powder Metall, 49(3): 213-218, 2006.
5. Ting J, Peretti M W, Eisen W B. “The effect of wake-closure phenomenon on gas atomization performance”, Mater Sci
Eng A, 326(1): 110-121 2002.
6. Mi J, Figliola R S, Anderson I E. “A numerical simulation of gas flow field effects on high pressure gas atomization due to
operating pressure variation”, Mater Sci Eng A, 208(1): 20-29, 1996.
7. Mi J, Figliola R S, Anderson I E. “A numerical investigation of gas flow effects on high-pressure gas atomization due to
melt tip geometry variation”, Metall Mater Trans B, 28(5): 935-941
8. Zeoli N, Gu S. “Computational simulation of metal droplet break-up, cooling and solidification during gas atomisation”
Comp Mater Sci, 43(2): 268-278, 2008.
9. Allimant A, Planche M P, Dembinski L, et al. “Progress in gas atomization of liquid metals by means of a de Laval nozzle”.
Powder Technol, 190(1-2): 79-83, 2009.
10. XinMing Z., et al. “Effect of atomization gas pressure variation on gas flow field in supersonic gas atomization”, Sci. China
Ser E-Tech Sci, 52 (10):3046 – 3053, 2009.
11. Tinoco J, Widell B, Fredriksson H, Fuchs L. “Modeling the in-flight events during metal spray forming” Materials Science
and Engineering A ,365: 302-310, 2004.
12. Ting J, Anderson IE, “A computational fluid dynamics (CFD) investigation of the wake closure phenomenon”, Materials
Science and Engineering A, 379: 264-276, 2004.
13. Zeoli N, Gu S, Kamnis S. “Numerical modelling of metal droplet cooling and solidification”, International Journal of Heat
and Mass Transfer 51, 4121-4131 2008.
14. Zeoli N, Gu S. “Numerical modelling of droplet break-up for gas atomization”, Computational Materials Science, 38,
282-292, 2006.
15. Tong M, Browne DJ. “Direct numerical simulation of melt–gas hydrodynamic interactions during the early stage of atomization
of liquid intermetallic”, Journal of Materials Processing Technology , 202: 419–427 2008.
16. Tong M, Browne DJ. Modelling compressible gas flow near the nozzle of a gas atomiser using a new unified model.
Computers & Fluids, 38: 1183–1190, 2009.
17. Fluent 6.1 User’s Guide, Fluent Inc., Centerra Resource Park, 10 Cavendish Court, Lebanon, NH 03766, USA, 2003.
18. Fluent Inc., GAMBIT User’s Guide, Fluent Inc., Lebanon, 2002.
19. White F.M., Fluid Mechanics, McGraw-Hill Book Co. 2nd Ed., 1988.
20. NIST Reference Fluid Thermodynamic and Transport Properties Database (REFPROP) version 7.0, National Institute of
Standards and Technology, Boulder, CO 80305-3328, USA.
21. Gimbun, J., at all, “The influence of temperature and inlet velocity on cyclone pressure drop; a CFD study” Chemical
Engineering and Processing 44 (2005) 7 – 12, 2005.
22. Unal R. “The influence of the pressure formation at the tip of the melt delivery tube on tin powder size and gas/melt ratio
in gas atomization method” Journal of Materials Processing Technology, 180: 291-295, 2006.
23. Unal R. “Improvements to close coupled gas atomization nozzle for fine powder production” Powder Metallurgy, 50(1):
66-71, 2007.
24. Espina PI, Piomelli U. Numerical simulation of the gas flow in gas-metal atomizers. Proceedings of FEDSM’98, 1998
ASME Fluids Engineering, Division Summer Meeting, June 21-25, Washington, DC, USA, 1998.
25. Aydın O., Unal R., “Experimental and numerical modeling of the gas atomization nozzle for gas flow behavior”, Computers
and Fluids, 42, 37-43, 2011.
815

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
POROUS
MATERIALS
www.turkishpm.org
816

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
GELENEKSEL TOZ METALURjİSİ YÖNTEMİYLE GÖZENEKLİ
TiNi ALAŞIMLARIN ÜRETİMİ VE KARAKTERİZASYONU
Tarık AYDOĞMUŞ* ve Şakir BOR**
* Yüzüncü Yıl Üniversitesi, Mühendislik Mimarlık Fakültesi, Makina Mühendisliği Bölümü, 65080, Van,
aydogmus@yyu.edu.tr
** Orta Doğu Teknik Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 06531,
Ankara, bor@metu.edu.tr
ÖZET
% 21-26 arasında gözenekliliğe sahip TiNi alaşımları (Ti-50.6 at. %Ni) geleneksel toz metalurjisi yöntemiyle üretilmiştir.
Sinterleme sırasında oksitlenmeyi engellemek ve koruyucu bir atmosfer oluşturmak amacıyla titanyum parçacıklar
ve magnezyum tozları kullanılmıştır. Üretilen gözenekli TiNi numunelerin sadece östenit fazını içerdikleri,
bunun dışında istenmeyen kırılgan Ti-Ni bileşikleri ya da oksit gibi herhangi bir ikincil faz içermedikleri görülmüştür.
Her ne kadar geleneksel sinterleme metoduyla üretilen gözenekli TiNi alaşımları yetersiz gözenek miktarı ve küçük
gözenek boyutu (uygulanan presleme basıncına bağlı olarak, ortalama 4-65 µm) nedeniyle yapay kemik uygulamaları
için uygun olmasa da gözeneklerin birbirleriyle bağlantılı olması nedeniyle filtre malzemesi olarak kullanılmaya
son derece uygundur.
Anahtar kelimeler: Gözenekli TiNi Alaşımları, Biyomalzemeler, Mekanik Özellikler, Oksitlenme, Toz Metalurjisi.
PROCESSING OF POROUS TiNi ALLOYS VIA CONVENTIONAL POWDER
METALLURGY TEChNOLOGY AND ThEIR ChARACTERIZATION
ABSTRACT
Porous TiNi alloys (Ti-50.6 at. %Ni) with porosities in the range of 21-26% were produced using the conventional
powder metallurgy technique. Titanium sponge and magnesium powders were used to prevent oxidation by providing
a protective atmosphere during sintering. It has been observed that porous TiNi samples produced consisted of
only single austenite phase without any secondary phase such as brittle undesired Ti-Ni intermetallics and oxides.
Although porous TiNi alloys produced by conventional sintering have not been found to be applicable for bone replacements
due to their low porosity and small pore size (4-65 μm on average, depending on compaction pressure),
they are appropriate for filtering applications due to their highly interconnected pore structures.
Keywords: Porous TiNi Alloys, Biomaterials, Mechanical Properties, Oxidation, Powder Metallurgy.
1. GİRİŞ
TiNi alaşımları sergiledikleri üstün şekil bellek ve süperelastisite özellikleri ile bilinirler. Bu özellikler TiNi alaşımlarının
% 8’e [1] varan oranlarda elastik şekil değişimlerini tamamen geri kazanmalarına imkan vermektedir. Bu sıradışı
termoelastik davranış TiNi alaşımlarının endüstride pek çok kullanım alanı bulmasını sağlamıştır. TiNi alaşımları
günümüze kadar yaygın bir şekilde aktüatör ya da tahrik düzeneği, kavrama ve bağlantı elemanı, sensör, cep
telefonu anteni, gözlük çerçevesi, ortodontik tel ve stent imalatında [1-3] en çok tercih edilen malzemeler olmuştur.
Biyomedikal malzeme olarak kullanılmalarını sahip oldukları yüksek biyo-uyumluluğa borçludurlar [4].
817

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil bellek ve süperelastisite özelliklerini gözenekli halde de kısmen koruyan TiNi alaşımları son 20 yılda gözenekli
olarak üretilmeye başlanmış ve yeni uygulama alanları önerilmiştir [5]. Gözenekli TiNi alaşımları, iyi korozyon
direnci göstermeleri nedeniyle özellikle kimya ve polimer endüstrisinde kullanılan gözenekli filtre üretiminde ve iyi
derecede biyo-uyumluluğa sahip olmaları ve vücut kemiğinin mekanik özelliklerine benzer özellikte mekanik davranış
sergilemeleri nedeniyle de dişçilikte ve vücut kemik değişimlerinde implant malzemesi olarak kullanılabilirler.
Bugüne kadar gözenekli TiNi alaşımı üretmek için pek çok toz metalurjisi yöntemi uygulanmıştır. TiNi alaşımının
yüksek ergime sıcaklığı, 1310 ºC, oksijen, karbon, azot ve hidrojene olan yüksek afinitesi ve pota malzemeleri ile
reaksiyona girmesi gibi nedenlerle sıvı halde gözenekli metal üretme yöntemleri pek tercih edilmemiş [6], çeşitli toz
metalurjisi teknikleri esas üretim metodu olarak benimsenmiştir. Reaktif sinterleme [7-10], geleneksel sinterleme
[11-13], sabit basınçta sıcak presleme [14,15], elektro plazma sinterleme [16], boşluk oluşturucu yöntem [17-22] ve
toz enjeksiyon kalıplama [23,24] teknikleri sıklıkla kullanılmıştır.
Bu yöntemlerde reaktif sinterleme dışında elementel titanyum ve nikel ya da alaşım (TiNi) tozları kullanılabilmektedir.
Her yöntemin kendine özgü avantaj ve dezavantajları bulunmakla beraber gerek elementel gerekse alaşımlanmış
toz kullanılarak söz konusu yöntemlerle üretilen gözenekli TiNi alaşımlarında görülen ortak ve en önemli sorun
istenmeyen TiNi 3 , Ti 4 Ni 2 O ve Ti 2 Ni gibi titanyumca ya da nikelce zengin ikincil fazlara rastlanılmış olmasıdır. Bu
fazlar TiNi yapı içinde, özellikle tane sınırlarında, büyük boyutlu olarak oluşmakta ve malzemenin kırılganlaşmasına
sebep olarak mekanik özelliklerini olumsuz yönde etkilemektedirler.
Bunun yanı sıra malzemenin şekil bellek ve süperelastisite özelliklerini azaltmakta ve malzemenin korozyon direncinde
de bir düşüşe neden olmaktadırlar [25,26]. Ayrıca hemen hemen tüm yöntemlerde özellikle elementel
titanyum ve nikel toz kullanıldığında reaksiyona girmeden yapıda kalan saf titanyum ve nikel fazına da sıkça rastlanılmaktadır.
Titanyum fazı malzemenin mekanik özelliklerinde bir zayıflamaya neden olurken, nikel fazı bilinen
toksik ve alerjik özellikleri nedeniyle malzemenin biyouyumluluğunu olumsuz yönde etkilemektedir [25]. TiNi dışında
oluşacak tüm fazlar yapının bileşimini değiştireceğinden kompozisyona çok duyarlı olan şekil bellek ve süperelastisite
davranışları da bu değişimden etkilenecektir.
Tüm bunların yanı sıra oksijen, hidrojen ve azot gibi gazların 200 °C sıcaklığın üstünde TiNi alaşımlarındaki yüksek
çözünürlüklerinden dolayı gözenekli metal üretiminde çeşitli zorluklarla karşılaşılmakta ve üretilen gözenekli metalik
malzemelerin mekanik özelliklerinin bu elemetlerin çözünmelerinden olumsuz etkilendiği görülmektedir. Örneğin,
oksijenin TiNi içinde çözünmesi sonucu TiO, TiO 2 , Ti 2 O 3 ve Ti 3 O 5 gibi erime sıcaklığı çok yüksek oksit bileşikleri
oluşmaktadır. Titanyumun seçici oksitlenmesi sonucu açığa çıkan nikel atomları da TiNi 3 fazının oluşumuna yol
açmaktadır [1].
Bu yüzden TiNi alaşımlarının sinterleme sırasında oksitlenmemesi için sinterleme atmosferindeki oksijen kısmı basıncının
çok düşük değerlere indirilmesi (örneğin 1100 °C sinterleme sıcaklığında Ellingham Diyagramı’na göre 5
×10 -25 atm) şarttır [17,18]. Aynı şekilde hidrojen elementinin de TiNi alaşımları içindeki çözünürlüğü yüksektir. Düşük
sıcaklık ve basınçlarda TiNiH 1.4 oluşurken daha fazla hidrojen konsantrasyonu, yüksek sıcaklık ve basınçlarda TiH 2
ve TiNi 3 oluşmaktadır.
Hidrojen miktarı 1809 ppm’e ulaştığında şekil bellek ve süperelastisite özelliğinin tamamen ortadan kalktığı rapor
edilmiştir [27]. Benzer şekilde azotun da TiNi alaşımları içinde çözünmesi sonucu TiN oluşmaktadır. Bunların dışında
karbon da TiNi içinde çözünürlüğü az da olsa titanyum atomları ile reaksiyona girerek TiC oluşturmaktadır.
Bu çalışmada, elementel tozların kullanılması durumunda varlıkları kaçınılmaz olan istenmeyen ikincil fazların oluşumunu,
alaşım TiNi tozlarını koruyucu magnezyum buharı altında sinterleyerek engellemenin mümkün olduğu
gösterilmiştir. Magnezyum, Ellingham diyagramında kalsiyumun hemen üzerinde yer alan, oksijen alabilirliği (afinitesi)
son derece yüksek olan çok iyi bir indirgeyici elementtir. Bu yüzden sinterleme sıcaklığına ısıtma, bekleme ve
soğutma aşamalarında (sıvı ve gaz haldeyken) TiNi alaşımlarının olası oksitlenmesini tamamen engelleyebilmektedir.
Buna ilaveten üretilen tek fazlı TiNi alaşımlarının yapısal ve mekanik özellikleri ortaya konulmuştur.
2. DENEYSEL YÖNTEM
2.1. Kullanılan tozlar
Üretim yönteminde daha önceki çalışmalarımızda [6,11,17,18] detaylı olarak analiz edilmiş, alaşımlanmış nikelce
zengin, östenitik, küresel TiNi tozları (Ti-50.6 at. %Ni, % 99.9 saflıkta, Nanoval GmbH & Co. KG) kullanılmıştır. Gaussian
(log-normal) dağılımı gösteren TiNi alaşım tozunun ortalama çapı 21 µm iken koruyucu atmosfer yaratmak
818

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
için kullanılan küresel Mg tozunun (% 99.82 saflıkta, Tangshan Weihao Magnesium Powder Co. LTD) çapı ortalama
450 µm olarak belirlenmiştir.
2.2. Üretim Yöntemi
TiNi tozu sıkıştırma öncesi bağlayıcı olarak kullanılan % 5 polivinil alkol (PVA) çözeltisi (% 2.5 PVA + su) ile homojen
bir karışım elde etmek üzere 30 dakika süreyle karıştırılmıştır. Elde edilen karışım, soğuk hidrolik preste, sertleştirilmiş
çelikden yapılmış basma kalıpları içinde, ön deneylerle belirlenmiş olan 770 MPa optimum basınç altında çift
yönlü olarak basılmıştır.
Presleme sonrası kalıplardan çıkarılan yaklaşık 10 mm çapında ve 12 mm yüksekliğindeki numuneler 1100 °C
sıcaklıkta, süngerimsi titanyum parçacıklarla temizlenmiş koruyucu argon atmosferi altında 1 saat süreyle sinterlenmişlerdir.
Sinterleme işlemi öncesi potaya TiNi kompaktın ağırlığının % 12’si miktarında magnezyum konulmuştur.
Oda sıcaklığından 1100 °C’ye ısıtma hızı 10 °C/dak olarak sabit tutulmuştur. 1090 °C’ye ulaşıldığında, 650 °C’de
eriyerek sıvı hale geçen magnezyumun tamamı buharlaşarak pota içinde TiNi için indirgeyici bir atmosfer oluşturmaktadır.
Bu sebeple argon geçiş hızı fırın içerisinde bir miktar iç basınç oluşturmaya yetecek kadar yavaşlatılmıştır.
Oksitlenmeye karşı ek bir önlem olarak süngerimsi titanyum parçacıklar TiNi kompakt üzerine temas etmeyecek
şekilde yerleştirilmiştir. Sinterleme sonrasında pota fırının soğuk bölgesine çekilerek yaklaşık 60-75 °C/dak bir hızda
numunelerin oda sıcaklığına soğutulmaları sağlanmıştır.
2.3. Karakterizasyon
Yoğunluk ve gözenek miktarı Arşimet yöntemi kullanılarak ölçülmüştür. Gözenek boyutları Quantachrome Pore-
Master 60 civalı gözenek ölçer cihazı kullanılarak ölçülmüştür. TiNi tozda ve üretilen gözenekli TiNi alaşımında
bulunan fazları belirlemek için Rigaku D/Max 2200/PC model X-Işını Difraktometresi (XRD) kullanılmıştır. İç yapı
incelemeleri Noran System 6 enerji dispersiv spektrometresine sahip Jeol JSM 6400 taramalı elektron mikroskobu
(SEM) kullanılarak gerçekleştirilmiştir.
Tek eksenli basma testleri 10X10 mm’lik silindirik numuneler kullanılarak 30 kN kapasiteli Instron 3367 mekanik test
cihazı yardımıyla oda sıcaklığında (25 °C) 0.1 mm/dak basma hızıyla gerçekleştirilmiştir. Elastik modul değerleri
gerilim-gerinim diyagramının doğrusal kısmından hesaplanırken östenit-martensit dönüşüm gerilimi % 0.2-offset
metodu ile belirlenmiştir.
3. BULGULAR VE DEĞERLENDİRME
3.1. Yoğunluk ve Gözeneklilik
Yaş yoğunluk ve gözenekliliğin presleme basıncı ile değişimi Şekil 1’de gösterilmiştir. TiNi tozların görünür yoğunluğu
4.195 g/cm 3 olarak ölçülmüştür ve buna karşılık gelen gözeneklilik miktarı % 34.96’dır. Beklendiği gibi uygulanan
basıncın artırılması yoğunlukta bir artış ve gözeneklilikde bir azalmaya yol açmıştır ve elde edilen maksimum yaş
yoğunluk, 1150 MPa maksimum basınç altında yapılan sıkıştırmasıkıştırma sonrası % 22’lik bir gözenek oranına
karşılık gelen 5.07 g/cm 3 olmuştur.
Şekil 1’den TiNi tozların sıkıştırma davranışının diğer alaşım tozlarınkine benzer olduğu açıktır. Sıkıştırma işlemi
tozların yeniden düzenlenmesi ile başlar. Bu aşamada tozların yüzey alanı, yüzey morfolojisi ve yüzey pürüzlülüğü
tarafından kontrol edilen partiküller arası sürtünme etkin olan mekanizmadır.
Bu çalışmada kullanılan TiNi tozları (ortalama 21 µm) çok küçük olduğundan, yüzey alanları son derece büyüktür.
Geniş yüzey alanı genel olarak daha yüksek sürtünme ve daha düşük paketlenme, hem de yetersiz düzenlenme
anlamına gelir. Basıncın uygulanmasına devam edilmesiyle tozların yeniden düzenlenmesini takiben, toz temas
bölgelerinde lokal deformasyon gerçekleşir. Basıncın daha fazla artırılmasıyla plastik deformasyon geçiren her
parçacığın bağıl hacminde bir artış gerçekleşir ve gözeneklerin miktarında azalma meydana gelirken yeni temasların
oluşumu artar ve nihayet bütün kompakt homojen deformasyona maruz kalır. Plastik deformasyon ile birlikte
deformasyon sertleşmesi kaçınılmaz olur ve bunun sonucunda yüksek yoğunluk düzeyleri daha yüksek dış enerji
gerektirir.
819

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 1. Sinterleme öncesi yoğunluk ve gözenekliliğin
sıkıştırma basıncı ile değişimi.
TiNi tozların basılabilirliğinin, geleneksel tozlarınkine göre daha düşük olduğu tespit edilmiştir. Dayanıklı, çatlak
içermeyen kompakt üretimi basma sırasında gözlenen süperelastik davranış nedeniyle çok daha zordur. Östenitik
içyapıya sahip olan başlangıç TiNi alaşım tozları sıkıştırma esnasında uygulanan basınçla birlikte % 7-8 kadarlık
deformasyonu martensitik dönüşüm ile gerçekleştirmektedir. Daha fazla deformasyon uygulandığında tozlar
klasik dislokasyon hareketi yoluyla plastik şekil değiştirmektedirler. Bilindiği üzere süperelastik davranış gösteren
malzemelerde yükün boşaltılmasıyla birlikte malzeme ters dönüşüm (martensit®östenit) nedeniyle ilk şekline geri
dönmektedir. Fakat yapıda dislokasyonlar da oluşturulduğu zaman bu şekil geri kazanımı kısmi olmaktadır. Şekil
2’deki XRD patternlerinden farklı sıkıştırma basınçları ile preslenen TiNi kompaktların bu işlem sonrası hangi fazları
içerdikleri görülmektedir. Düşük sıkıştırma basınçları uygulandığında, oluşan martensit fazının basıncın sıfırlanmasıyla
birlikte tamamen östenite geri dönüştüğü gözlenmiştir. Öte yandan daha yüksek presleme basınçları kullanıldığında,
örneğin 575 MPa, içyapıda meydana gelen dislokasyonlar gerilimle oluşturulan martensitlerin kararlı
hale gelmesine yol açmıştır. Dislokasyonlar normalde hareketli olan östenit/martensit ara yüzeylerinin hareketini
engelleyerek ters dönüşümün gerçekleşmesini ve dolayısıyla şekil geri kazanımını kısmen engellerler. Şekil geri
kazanımı artan basınçla birlikte daha da azalır. Normal şartlar altında istenmeyen bir fenomen olan martensit stabilizasyonu
süperelastik TiNi tozlarının basılabilmesi için gerekli bir koşul haline dönüşür. Aslında presleme basıncı
10 mm çapında ve 3 mm yüksekliğinde disk şeklindeki numunelerin üretiminde kritik bir parametre değildir. Ancak,
basma deneyleri için gereken ve 10 mm çap ve 12 mm boyunda numunelerin sadece 770 MPa civarında bir basınç
ile üretilebileceği tespit edilmiştir. 1150 MPa gibi daha yüksek basınçlarda ise her ne kadar yaş mukavemeti daha
yüksek ve gözenek miktarı daha az numuneler üretilebilse de, bu kompaktların kalıp içerisinden çıkarılması çinko
stearat gibi bir yağlayıcı kullanılmasına rağmen çok daha zor olmuştur. Kaldı ki bu çalışmada amaç zaten düşük
gözenekli malzeme üretmek değildir.
Şekil 3 presleme basıncının sinterleme sonrası yoğunluk ve gözeneklilik üzerindeki etkisini göstermektedir. Sinterleme
işlemi sonucu gözeneklilikte % 0.8-3.7 aralığında bir düşüş meydana gelmiştir. Sinterleme sonucu oluşan
çaptaki büzülme miktarı üretilen tüm numunelerde % 2’den daha düşük iken numune boylarında yaklaşık % 2’lik bir
şişme (swelling) gözlenmiştir. Fakat bu şişme, elementel tozlar kullanılarak sinterlenen TiNi alaşımlarında gözlenen
klasik şişme değildir. Daha ziyade sinterleme öncesi ısıtma sırasında şekil bellek etkisi mekanizması ile geri kazanılan
elastik gerinimlerden kaynaklanan bir şişmedir.
Farklı basınçlarda preslendikten sonra sinterlenmiş TiNi alaşımlarına ait gözeneklilik dağılımı Şekil 4’de verilmektedir.
Gözenek büyüklüğünün artan sıkıştırma basıncı ile azaldığı görülebilir. Ortalama gözenek boyutu (% 50 kümüla-
Şekil 3. Sinterleme sonrası yoğunluk ve gözenekliliğin
sıkıştırma basıncı ile ilişkisi.
820
Şekil 2. Farklı basınçlarda basılmış TiNi kompaktlara
ait XRD diyagramları.
Şekil 4. Sinterlenmiş TiNi alaşımlarında sıkıştırma
basıncına bağlı olarak gözenek dağılımının değişimi.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
tife karşılık gelen), en düşük basınç için, 190 MPa, 65 µm iken maksimum basınç olan 1.150 MPa için yaklaşık 4 µm
olarak tespit edilmiştir. Gözlenen en büyük gözenek boyutu 200 µm civarındadır. Biyomedikal uygulamalar kemik
dokunun implant malzemesi içinde gelişimi için 100-600 µm arasında değişen gözenek boyutları gerektirmektedir
[3]. Bu nedenle, gözenek boyutları 100 µm’dan büyük olan gözenek içeriği önemli bir parametredir. 190 MPa’lık bir
presleme basıncı toplam porozitenin % 40’ının boyutlarının 100 µm’dan daha büyük olduğu güvencesini verirken bu
oran 380 ve 575 MPa için % 20 seviyelerine düşmüştür. Daha yüksek basınçlarda ise sadece % 5-6 civarındadır.
Ancak, bu tür büyük gözenek boyutları (100 µm ve daha yüksek), SEM analizi sırasında gözlenmemiştir.
Geleneksel sinterleme yöntemiyle üretilen gözenekli TiNi alaşımlarında belirli bir gözenek şeklinin olmadığı Şekil
5’den açıkça görülmektedir. Genel olarak, gözenekli bir malzeme veya köpükte gözenekli numunenin dış yüzeyine
bağlı gözenekler açık gözenekler, dış yüzeye bağlı olmayan gözeneklerse kapalı ya da izole gözenekler olarak
sınıflandırılabilir. Geleneksel toz metalurjisi yöntemiyle üretilen gözenekli TiNi alaşımlarında gözeneklerin büyük bir
çoğunluğunun başlangıç tozların düşük paketlenme, düşük sıkıştırma basıncı ve basınçsız kısmi sinterleme sonucu
birbirine bağlı ve açık tip olduğu bulunmuştur. Yine de bir miktar izole veya kapalı gözenek de Şekil 5’den görüldüğü
üzere SEM incelemeleri sırasında gözlenmiştir. Bu gözeneklerin büyük bir kısmı tozların atomizasyonu sırasında
oluşmuştur. Ancak sinterleme esnasında da bazı kapalı gözeneklerin oluşmuş olması muhtemeldir. Açık gözenek
oranı, üretilen bütün numunelerde % 90’dan daha fazladır.
Şekil 5. % 23 gözenekli TiNi alaşımının SEM görüntüsü.
Genel gözeneklilik (yani toplam porozite), açık gözenek oranı ve gözenek boyutu özellikle kemik implantasyonu
gibi biyomedikal uygulamalar için çok önemli faktörlerdir. Yüksek bir açık gözeneklilik oranı ile yeterli gözenek
miktarı ve gözenek boyutu implant malzemesi içinde doğal kemik büyümesini garanti eder. Yapay kemik değişimi
uygulamaları için gözenek miktarı % 30-90 aralığında olmalıdır [5]. Kemik büyümesi ve vücut sıvılarının taşınımı
için gözenekler açık tipte ve birbirleriyle bağlantılı olmalıdır. Bu gereksinimlerin ışığında klasik soğuk presleme ve
sinterleme yöntemi ile üretilen gözenekli TiNi alaşımlarının yapay kemik implant olarak kullanılmaları uygun değildir.
Öte yandan, birbirine yüksek oranda bağlı gözenek yapıları (mükemmel geçirgenlik) nedeniyle pek çok uygulamada
filtre olarak kullanılmaları mümkündür.
3.2. Makro ve Mikroyapı
Şekil 6’da verilen SEM görüntüsü sinterlenmiş gözenekli TiNi alaşımının makro görünümünü göstermektedir. 5 µm
boyutlarına varan beyaz renkli magnezyum oksitler (MgO) açıkça görülmektedir. Bu oksitlerin TiNi kompakta doğrudan
temas eden magnezyumun ortamdaki oksijenle reaksiyona girmesi sonucu oluştuğu anlaşılmaktadır. Buna
karşılık, başlangıçta magnezyum tozu ile doğrudan temas halinde olmayan yüzeylerde magnezyum ya da MgO’e
hemen hemen rastlanılmamıştır.
(a) (b)
Şekil 6. Sinterleme sırasında TiNi kompakt yüzeyinde oluşan beyaz renkli MgO’ları gösteren SEM görüntüleri,
(a) küçük büyütme, (b) yüksek büyütme.
821

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Magnezyum 650 °C’de erir ve artan sıcaklıkla buhar basıncı sıvı haldeyken büyük ölçüde artmaya başlar. Sıcaklık
artışı aynı zamanda magnezyumun oksidasyon reaksiyonunu da hızlandırır. Sıvı magnezyum TiNi kompakt
yüzeyini ıslatır ve TiNi tozların oksitlerini indirgerken pota içinde bulunan fırın atmosferindeki kalıntı oksijen ile de
reaksiyona girer. Sonuç olarak, sinterleme öncesi magnezyum tozu ile doğrudan temas bölgelerinde yoğun olarak
MgO parçacıkları oluşturur ve bu oksitler kompakt üzerinde yapışır kalır. Aynı zamanda sıvı magnezyum Şekil 6
(b)’de belirgin bir şekilde görüldüğü üzere bir dereceye kadar kompakt yüzeyini aşındırmaktadır. Başlangıçta direk
temasın olmadığı bölgelerde MgO’nun olmama ya da çok çok az olmasının nedeni bu bölgelerin sadece magnezyum
buharına maruz kalmalarındandır. Bu bölgelerde erozyon izine de rastlanılmamıştır. İç bölgelerin ise tamamen
magnezyum ve MgO parçacıklardan muaf olduğu tespit edilmiştir.
Sıvı magnezyum ile TiNi kompakt erozyonunu önlemek ve yüzey üzerinde kalan MgO parçacıklarını en aza indirmek
için kompakt sinterleme öncesi uzun MgO pelet üzerine yerleştirilmiştir ve magnezyum tozu bu peletin üzerine
ve yanlarına ilave edilmiştir. Böylece kompaktın hiçbir bölümünün magnezyum tozu ile temas halinde olmaması
garanti altına alınmıştır. Bu tasarım kalıntı MgO parçacıklarını minimize etmiştir. Şekil 7 geliştirilmiş tasarım kullanılarak
üretilmiş bir numuneyi göstermektedir.
Şekil 7. Sinterlenmiş ve nerdeyse hiç kalıntı MgO içermeyen TiNi alaşımının makro görüntüsü.
Farklı basınçlarda preslenmiş ve daha sonra aynı şartlarda sinterlenmiş gözenekli TiNi numunelere ait XRD desenleri
Şekil 8’de gösterilmiştir. Görüldüğü üzere ne istenmeyen ikincil Ti-Ni intermetalikler ne de oksit, karbür gibi
bileşikler tespit edilememiştir. Bütün numunelerde iç yapı sadece B2 östenit fazından oluşmaktadır. Daha önce
de belirtildiği üzere 1100 °C sinterleme sıcaklığında TiNi alaşımının oksitlenmesini önlemek için kısmi oksijen basıncının
5 ×10 -25 atm’den daha düşük bir değerde olması gerekir. Aynı sıcaklıkta, oksijen giderici olarak kullanılan
titanyum 5×10 -27 ve magnezyum 10 -34 atm’lik kısmi oksijen basıncı seviyelerine inmeyi olanaklı kılmaktadır. Her ne
kadar bu teorik değerlere ulaşılması çok mümkün olmasa da pratikte sağlanan oksijen kısmi basıncı TiNi alaşımı
oksitleyecek ve ikincil faz oluşturacak seviyelere ulaşmamıştır. Bu konuda daha detaylı açıklamalar [6 ve 8] numaralı
referanslarda bulunabilir.
Şekil 8. Farklı basınçlarda basılmış TiNi kompaktların sinterleme sonrası XRD patternleri.
822

3.3. Mekanik Özellikler
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
% 23 gözeneğe sahip TiNi alaşımına ait basma gerilim-gerinim eğrisi Şekil 9’da verilmiştir. Bu eğriden elde edilen
mekanik özellikler de Çizelge 1’de verilmiştir. Döngüsel yüklemeyle birlikte dayanç artarken geri kazanılamayan
gerinim miktarında özellikle ilk döngü sonrasında önemli bir azalma söz konusudur, elastik modül ise aynı kalmaktadır.
İlk döngüde % 6’ya yakın bir gerinim uygulandıktan sonra geri kazanılamayan gerinim miktarı % 1.7 civarında
gerçekleşmiştir. Gözenekli TiNi alaşımlarında hacimli olanlardakinin (sabit gerilimde dönüşüm) tersine doğrusal
süperelastisite davranışı gözlenmiştir. Bu davranışın ve geri kazanılamayan gerinimlerin iki nedeni vardır: test sıcaklığının
(25 °C) östenit bitiş sıcaklığından (41 °C) düşük olması ve şekilsiz, homojen olmayan gözenek yapısının
yarattığı lokal gerilmelerdir.
Geleneksel sinterleme metoduyla üretilen gözenekli TiNi alaşımlarının yetersiz olan gözenek boyutu ve gözenek
miktarı nedeniyle kemik değişimi uygulamaları için uygun olmadığı belirlenmesine rağmen, mekanik özellikleri bakımından
hiçbir sorun tespit edilmemiştir. Bir implant malzemesinden beklenen yüksek mukavemet, düşük elastik
modül ve gerinim kazanma yeteneğini başarıyla yerine getirmektedirler. Bu anlamda kolayca, derece derece değişen
gözenekli implant uygulamaları için gereken metalik malzemelerin üretiminde kullanılabilir. Örneğin, implantın
yoğun çekirdek kısmı olarak sert doku nakil malzemesi üretiminde kullanılabilir. Yüksek gözenekli dış yüzeyler doku
büyümesine izin verirken iç kısımda yer alan daha düşük gözenekli kısım gerekli dayancı sağlayacaktır. Küçük
gözenekler aynı zamanda vücut sıvılarının taşınımına imkan verirken düşük elastik modül sayesinde de gerilim
perdeleme etkisi minimize edilebilecektir.
Young modülü, E
(GPa)
4. SONUÇLAR
Şekil 9. % 23 gözenekli TiNi alaşımının gerilim-gerinim eğrisi.
Çizelge 1. % 23 gözenekli TiNi alaşımının mekanik özellikleri.
Martensit oluşum gerilimi, cr
(MPa)
13.2 140
823
% 2 gerinimde basma gerilimi, σ (MPa)
İlk döngü İkinci döngü Üçüncü döngü
135 186 188
Özellikle filtre malzemesi olarak kullanılmaya uygun TiNi malzemeler alaşım tozu kullanılarak magnezyum buharı
altında sinterleme suretiyle % 21-26 aralığında gözenekli olarak üretilmişlerdir. Magnezyumun TiNi alaşımını sinterleme
esnasında oksitlenme v.b. çeşitli kirlenmelerden ve buna bağlı istenmeyen ikincil Ti-Ni fazı oluşumundan
koruduğu görülmüştür. Üretilen gözenekli malzemelerin gözenek miktarı ve boyutu açısından yetersiz iken mekanik
özellikler açısından oldukça başarılı olduğu bulunmuştur. Gözenekli TiNi alaşımlarının doğrusal süperelastisite
davranışı sergiledikleri ve döngüsel yükleme-boşaltma ile büyük miktarda gerinimleri tamamen geri kazanabildiği
belirlenmiştir.
TEŞEKKÜR
Bu çalışma Türkiye Bilimsel ve Teknolojik Araştırma Kurumu (TÜBİTAK, Proje no: 108M118) tarafından desteklenmiştir.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
KAYNAKLAR
1. Otsuka, K., Wayman, C.M., Shape Memory Materials, Cambridge University Press, Cambridge, UK, 1998.
2. Pelton, A.R., Stoeckel, D., Duerig, T.W., “Medical Uses of Nitinol”, Materials Science Forum, Vol. 327-328,
pp. 63-70, 2000.
Itin, V., Gyunter, V., Shabalovskaya, S., Sachdeva, R., “Mechanical Properties and Shape Memory of Porous
3. Nitinol”, Materials Characterization, Vol. 32, pp. 179-187, 1994.
Shabalovskaya, S., “On the Nature of Biocompatibility and Medical Applications of Shape Memory and Supe-
4. relastic NiTi-Based Alloys”, Bio-Medical Materials and Engineering, Vol. 6,pp. 267-289, 1996.
5. Bansiddhi, A., Sargeant, T.D., Stupp, S.I., Dunand, D.C., “Porous NiTi for Bone Implants: A Review”, Acta
Biomaterialia, Vol. 4, pp. 773-782, 2008.
6. Aydoğmuş, T., Bor, Ş., “Gözenekli TiNi Şekil Bellekli Alaşımlarının Üretilmesi ve Karakterizasyonu”, 15. Uluslararası
Metalurji ve Malzeme Kongresi, Düzenleyen: TMMOB Metalurji Mühendisleri Odası, s. 665-675,
İstanbul, 2010.
7. Li, B.Y., Rong, L.J., Li, Y.Y., Gjunter, V.E., “Synthesis of Porous Ni-Ti Shape-Memory Alloys by Self-Propagating
High-Temperature Synthesis: Reaction Mechanism and Anisotropy in Pore Structure”, Acta Materialia,
Vol. 48, pp. 3895-3904, 2000.
8. Yuan, B., Zhang, X.P., Chung, C.Y., Zeng, M.Q., Zhu, M., “A Comparative Study of the Porous TiNi Shape-
Memory Alloys Fabricated by Three Different Processes”, Metallurgical and Materials Transactions, Vol.
37A, pp. 755-761, 2006.
9. Kaya, M., Orhan, N., Kurt, B., Khan, T.I., “The Effect of Solution Treatment under Loading on the Microstructure
and Phase Transformation Behavior of Porous NiTi Shape Memory Alloy Fabricated by SHS”, Journal of
Alloys and Compounds, Vol. 475, pp. 378-382, 2009.
10. Tosun, G., Ozler, L., Kaya, M., Orhan, N., “A Study on Microstructure and Porosity of NiTi Alloy Implants Produced
by SHS”, Journal of Alloys and Compounds, Vol. 487, pp. 605-611, 2009.
11. Aydoğmuş, T., Bor, A.Ş., “Production and Characterization of Porous TiNi Shape Memory Alloys”, Turkish
Journal of Engineering and Environmental Sciences, Vol. 35, pp. 69-82, 2011.
12. Li, B., Rong, L.J., Li, Y.Y., “Porous NiTi Alloy Prepared from Elemental Powder Sintering”, Journal of Materials
Research, Vol. 13, pp. 2847-2851, 1998.
Zhu, S.L., Yang, X.J., Fu, D.H., Zhang, L.Y., Li, C.Y., Cui, Z.D., “Stress-Strain Behavior of Porous NiTi Alloys
13. Prepared by Powders Sintering”, Materials Science and Engineering A, Vol. 408, pp. 264-268, 2005.
Greiner, C., Oppenheimer, S.M., Dunand, D.C., “High Strength, Low Stiffness, Porous NiTi with Superelastic
14. Properties”, Acta Biomaterialia, Vol. 1, pp. 705-716, 2005.
Lagoudas, D.C., Vandygriff, E.L., “Processing and Characterization of NiTi Porous SMA by Elevated Pressure
15. Sintering”, Journal of Intelligent Materials Systems and Structures, Vol. 13, pp. 837-850, 2002.
Zhao, Y., Taya, M., Kang, Y.S., Kawasaki, A., “Compression Behavior of Porous NiTi Shape Memory Alloy”,
16. Acta Materialia, Vol. 53, pp. 337-343, 2005.
17. Aydoğmuş, T., Bor, Ş., “Processing of Porous TiNi Alloys Using Magnesium as Space Holder”, Journal of
Alloys and Compounds, Vol. 478, pp. 705-710, 2009.
Aydoğmuş, T., Tarhan Bor, E., Bor, Ş., “Phase Transformation Behavior of Porous TiNi Alloys Produced by
18. Powder Metallurgy Using Magnesium as a Space Holder”, Metallurgical and Materials Transactions A, in
press, DOI: 10.1007/s11661-011-0714-z.
Bansiddhi, A., Dunand, D.C., “Shape-Memory NiTi Foams Produced by Solid-State Replication with NaF”,
19. Intermetallics, Vol. 15, pp. 1612-1622, 2007.
Bansiddhi, A., Dunand, D.C., “Shape-Memory NiTi Foams Produced by Replication of NaCl Space-Holders”,
20. Acta Biomaterialia, Vol. 4, pp. 1996-2007, 2008.
Wu, S., Chung, C.Y., Liu, X., Chu, P.K., Ho, J.P.Y., Chu, C.L., Chan, Y.L., Yeung, K.W.K., Lu, W.W., Cheung,
21. K.M.C., Luk, K.D.K., “Pore Formation Mechanism and Characterization of Porous NiTi Shape Memory Alloys
Synthesized by Capsule-Free Hot Isostatic Pressing”, Acta Materialia, Vol. 55, pp. 3437-3451, 2007.
22. Zhang, Y.P., Li, D.S., Zhang, X.P., “Gradient Porosity and Large Pore Size NiTi Shape Memory Alloys”, Scripta
Materialia, Vol. 57, pp. 1020-1023, 2007.
23. Grummon, D.S., Shaw, J.A., Gremillet, A., “Low-Density Open-Cell Foams in the NiTi System”, Applied Phy-
sics Letters, Vol. 82, pp. 2727-2729, 2003.
Guoxin, H., Lixiang, Z., Yunliang, F., Yanhong, L., “Fabrication of High Porous NiTi Shape Memory Alloy by
24. Metal Injection Molding”, Journal of Materials Processing and Technology, Vol. 206, pp. 395-399, 2008.
Bertheville, B., “Porous Single-phase NiTi Processed under Ca Reducing Vapor for Use as a Bone Graft Su-
25. bstitute”, Biomaterials, Vol. 27, pp. 1246-1250, 2006.
26. Dutta, R.S., Madangopal, K., Gadiyar, H.S. Banerjee, S., “Biocompatibility of Ni–Ti Shape Memory Alloy”, Br.
Corros. J. Vol. 28, pp. 217-221, 1993.
Pelton, A., Trepanier, C., Gong, X.Y., Wick, A., Chen, K.C., “Structural and Diffusional Effects of Hydrogen in
27. TiNi”, SMST 2003, Organizer: SMST, pp. 33-42 Monterey, CA, 2004.
824

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
POWDER
PRODUCTION
www.turkishpm.org
825

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
AA 2014 ALÜMİNYUM ALAŞIM TOZLARINDA MA VE SPEX YÖNTEMLERİ
KULLANILARAK KARBON İLAVESİ ve ÖZELLİKLERİNİN ARAŞTIRILMASI
Sinan AKSÖZ, A. Tamer ÖZDEMİR, B. BOSTAN
Gazi Üniversitesi Teknik Eğitim Fakültesi, Metal Eğitimi Bölümü, Teknikokullar, 06500, Ankara,
sinanaksoz@hotmail.com, tozdemir@gazi.edu.tr , bostan@gazi.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada argon atmosferinde ve 790 °C çalışma sıcaklığında gaz atomizasyon yöntemi kullanılarak üretilen AA
2014 alaşım tozları kullanılmıştır. Elde edilen tozlar daha sonra dikey atritörde içerisine karbon tozları ilave edilerek
öğütme işlemine tabi tutulmuştur. Öğütme işleminde spex ile öğütülen tozlar ile atritördeki tozlar arasında karşılaştırma
yapılmıştır. Atritörde yapılan öğütme işleminde yağlayıcı olarak kullanılan çinko stearatrın etkisi araştırılmıştır.
Öğütme süresinin toz boyutuna olan etkisi tespit edilmeye çalışılmıştır. Yapılan deneysel çalışmalar neticesinde
spex ile öğütmede 45 dakika gibi kısa sürelerde nihai ürün elde edilebilirken atritörde bunu elde edebilmek için 7
saat üzerindeki sürelere ihtiyaç duyulabilmektedir ve yağlayıcı kullanılmadan yapılan öğütme işleminde gerçekleşmesi
gereken evrelerin oluşmadığı belirlenmiştir.
Anahtar Kelimeler: AA2014 Alüminyum Alaşımı, Mekanik Alaşımlama, Metal Matris Kompozit .
RESEARCH ON CARBON ADDITING IN AA2014 ALUMINIUM ALLOY AND
FEATURES OF THE PRODUCTS AFTER MECHANICAL MILLING AND SPEX
ABSTRACT
In this study, fine AA 2014 alloy powders manufactured by the method of gas atomization were used. Processing
was accomplished under argon gas atmospheric conditions at 790 0 C. Then, some powders were mixed with graphite
and attrition milled in a horizontal attritor where, rest of the powders was processed by using spex. There after,
products of these different processes were compared in details. Thus, together with the effect of the addition of zinc
stearate as a lubricant, the effect of processing time on mean powder sizes was investigated. It was found that,
processing with spex was fast and the desired composite powder could only be achieved after 45 minutes. Where
as, for the same product, the required attrition time was about 7 hours. It was concluded that, lubrication during
processing was essential and without it, quality of milling was insufficient.
Key words: AA 2014, Mechancal Alloying, Metal Matrix Composite.
1.GİRİŞ
Mekanik Alaşımlama (MA) yöntemi bir hazne içerisindeki tozlara yüksek enerjili bilyalar ile tekrarlı olarak devam
eden kaynaklanma, kırılma ve yeniden kaynaklanmanın meydana getirildiği bir katı hal reaksiyonudur. İlk olarak
nikel ve çelik bazlı süper alaşımlarda uçak endüstrisi uygulamalarında kullanılmak için oksit dağılımıyla güçlendirilerek
üretilmiştir. SPEX işleminde ise bir kerede 10 ile 20 g arasında toz ilave edilebilen hazneye sahip olup
çoğunlukla laboratuar şartlarında kullanılan bir cihazdır. MA sonrası mikro yapı gaz atomizasyon yöntemi ile üretilen
tozlardan daha iyidir ve tane boyutu oranları hızlı katılaştırma teknikleri kullanılarak elde edilen yöntemlerle
aynıdır. İlk aşamada MA işlemi oksit dağılımı ile güçlendirme işlemleri ve Ni bazlı süper alaşımlar için geliştirilse de
bu günlerde alüminyum ve bakır alaşımlarının uygulamalarında ve özellikle intermetalik yapılarda kullanılmaktadır
826

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
[1-2]. TM yöntemi ile üretilen parçalar günümüzde yaygın olarak kullanılmakta ve kullanım alanları da giderek
artmaktadır [3].
Mekanik üretim sonrası boyut aralığı öğütme esnasında bilyelerin oluşturduğu enerji, bilye toz ağarlık oranı ve
öğütme işlemi esnasında oluşan toplam sıcaklık ile belirlenebilir. Yapılan araştırmalarda SPEX ile yapılan öğütme
işlemi ile diğer düşük enerjili öğütme işlemlerine göre daha hızlı bir öğütme gerçekleşmektedir. Yapılan deneysel
çalışmalarda SPEX ile 20 nm gibi düşük tane boyutlarına kısa sürelerde ulaşılabilirken diğer yöntemlerde bu boyuta
ulaşmak için uzun sürelere ihtiyaç duyulmakta bazı üretim yöntemlerinde ulaşılamamaktadır (Şekil 1). Pulverisette
isimli SPEX ile 32 saat öğütme süresinde 90 d/d hızda 40 nm, 180d/d hızda 31 nmve 360 d/d hızda ise 20 nm tane
boyutuna ulaşılabilmektedir [4]. Suryanarayana ve arkadaşlarının yaptığı çalışma ile ticari olarak kullanılan MA
işleminin kullanımı ve kullanım alanları giderek artmaktadır [5].
Şekil 1. Demir tozları için farklı öğütme türlerinde zamana bağlı olarak ortalama toz boyutu [4].
Öğütme sonrası tozlar birçok taneden meydana gelecek ve tane boyutunun azalması ile Hall Petch eşitliğine göre
(σ=σ0 + kd−1/2)mekanik özelliklerde bir artma meydana gelecektir [6]. Şekil 2 incelendiğinde öğütme süresine bağlı
olarak numunelerin sertliklerinin giderek arttığı gözlemlenmektedir. Bu sertlik artışına da yukarıdaki Şekil 1 incelendiğinde
öğütme süresinin artması ile tanelerin boyutunun artmasına neden olmakta ve tane boyutundaki azalma ise
malzemede mukavemetleşmeye neden olmaktadır.
Şekil 2. Öğütme süresine bağlı olarak saf ve güçlendirilmiş Al alaşımının sertlik grafikleri [6].
827

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
2.1. Öğütme İşlemi
Kullanılan AA 2014 tozları, Düşey tip gaz atomizasyon ünitesinde 15 bar basınç altında yüksek saflıktaki inert tip
argon gazı ile üretilmiştir. Tozlar atomizasyon ünitesinde üretildikten sonra elek analizi ile boyut dağılımı gerçekleştirilmiş
ve 100 µm altındaki tozlar alınarak boyut dağılım cihazı ile ortalama boyutu 95 µm olarak tespit edilmiştir.
Boyutlandırma işlemi esnasında, yaklaşık 5 kere işlem tekrarlanmış ve bütün sonuçlar ortalama 95 µm değerinde
çıkmıştır.
Daha önce yapılan çalışmalarda herhangi bir yağlayıcı kullanılmadığı taktirde (Saf Al içerisine % 2 C) 2 saatte
istenilen toz boyutuna ulaşılmıştır [7]. Bu çalışmada da önceki çalışmaya paralel olarak yağlayıcısız olarak AA
2014 içerisine %2 C ve %2 C + % 0,5 oranında yağlayıcı (Çinko stearat) ilave edilerek MA işlemine yağlayıcının
ve karbonun etkisi incelenmiştir. Ayrıca MA ile SPEX arasında karşılaştırmalar yapılarak, her iki ünitenin öğütme
sürelerinin tane yapılarına etkileri tespit edilmeye çalışılmıştır. Öğütme süresinin; toz boyutuna, şekline ve sertliğe
olan etkileri belirlenmeye çalışılmıştır. Bu kapsamda MA işlemine tabi tutulan tozların öğütme süresine bağlı olarak
sertlikleri ve mikro yapıları incelenmiştir. MA işlemi sonrasında karbonun sistem içerisinde karbür oluşturma eğilimi
tespit edilmeye çalışılmıştır. Bu amaçla XRD analizleri yapılarak Al 4 C 3 için gerekli piklerin oluşup oluşmadığı
belirlenmeye çalışılmıştır. Öğütme işlemleri sonrasında numunelerin SEM ve XRF incelemeleri yapılarak meydana
gelen değişimler ve kirlenme oluşumları tespit edilmeye çalışılmıştır.
Tozların karakterizasyonu ve görüntülenmesi esnasında bir çok deneysel ekipmandan yararlanılmıştır. Bu cihazları
sıralamak gerekirse G.Ü. Mühendislik Fakültesindeki Malvern Mastersizer E toz boyutu analiz cihazı, Atom Enerjisindeki
Bruker D8 XRD analiz cihazı ile Cukα λ=1.5406 ve 2º/dakika tarama hızında deneyler yapılmıştır. Mikro
yapı incelemeleri G.Ü. Teknoloji Fakültesi Metal Eğitimi Bölümü’ndeki Joel JSM-5600 taramalı elektron mikroskobunda,
sertlik ölçümleri ise, Shimadzu Mikro Sertlik cihazında 100g yük kullanılarak gerçekleştirilmiştir.
3. SONUÇLAR VE TARTIŞMA
Tozların boyut analizleri esnasında yapılan boyutlandırmalarda yaklaşık 5 adet boyutlandırmanın da aynı boyut
aralığında çıkması, tozların üretiminin uygun şartlarda gerçekleştirildiğini göstermektedir. Tozların SEM ile yapılan
boyutlandırılması ve mikro yapı incelemelerinde küresel ve küresele yakın bir mikro-yapıya sahip olduğu gözlemlenmektedir
(Şekil 3).
Şekil 3. MA işleminde kullanılan tozlar
Sistemde kullanılan AA2014 tozlarına yağlayıcı olarak kullanılan grafitin MA süresine bağlı olarak etkileri incelendiğinde,
normal şartlarda tanelerde plakalaşma olması beklenirken tozlar direk olarak kırılıp birleşmektedir. Kullanılan
grafitin AA 2014 tozları için yağlayıcılık görevi üstlenmediği tespit edilmiş ve yağlayıcı olarak alaşım tozları için
çinko stearat kullanımına geçilmiştir. 6064 malzemesinde ise yağlayıcı olarak grafit kullanılmış ve yüksek öğütme
sürelerine ulaşılmıştır. Yağlayıcının kullanıldığı şartlarda ise tozlar MA sürecinde izlemesi gereken önce tabaklaşma
ve sonrasında yüksek sertlik ve pekleşmeyle birlikte kırılma gözlenmiştir [1, 8]. Kırılma sonrası ise tozlar tekrar
mekanik birleşme sonrası nihai yapısını oluşturmaktadır. Yağlayıcı ilavesi yapılmadan çalışmalarda en fazla 240
dakika MA süresine ulaşılırken (Şekil 4 a) ve bu süre yağlayıcı kullanılan sistemlerde ise kırılmanın yeni başladığı
noktalara tekabül etmektedir (Şekil 4 b). MA işleminin tamamlandığı süre ise 420 dakika olarak belirlenmiştir (Şekil 4
c). 420 dakika çalışılan Atritör kitlenmeye ve sorunlar oluşturmaya başlamaktadır. Bu sebeplerden dolayı MA süresi
olarak, en fazla 420 dakika kullanılmıştır.
828

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 4. MA a) Yağlayıcı kullanılmadan 240 dak. b) Yağlayıcı kullanılarak 240 dak
c) Yağlayıcı kullanılarak 420 dak.
Yaklaşık 45 dak. süren SPEX ile öğütme çalışmalarında elde edilen toz yapısına (Şekil 5) , MA işleminde yağlayıcı
da kullanılarak ancak 420 dakikada ulaşılabilmiştir. Bu sonuç ise SPEX ile yapılan öğütme performansının MA’ya
göre daha iyi olduğu göstermektedir. Ancak MA işleminde yüksek oranlarda toz malzeme kullanılabilirken, SPEX ile
öğütme işleminde 10 gram gibi çok düşük değerlerde toz öğütülebilmektedir [9].
Şekil 5. SPEX ile 45 dak. Öğütme
a) X 100 b) X 200
Karbon ilavesi ile yapılan MA işlemindeki tozlarda XRD incelemeleri sonrası karbür yapısına rastlanılamamıştır
(Şekil 6). XRF incelemelerinde de, karbon miktarının öğütme süresine bağlı olarak değişmemesi XRD verilerini
doğrular niteliktedir. Böylece MA süresinin karbür oluşumuna etkisinin olmadığı belirlenmiştir. Bu konu hakk
ında yapılan diğer çalışmalarda da benzer sonuçlar elde edilmiştir [7,10-13].
Şekil 6. 7 saat MA işlemi gören tozların XRD analizi.
MA süresinin artmasıyla birlikte doğal olarak tozların sertliklerinde de bir artış meydana gelmektedir (Şekil 7). Buradaki
sertlik artışı azalan tane boyutlarından (Hall Petch bağıntısı) ve uygulanan deformasyon neticesinde deformasyon
sertleşmesinden kaynaklanmaktadır. Tane boyutlarının küçülmesi ile meydana gelen sertlik artışı ile birlikte
tanelerin presleme basınçlarında da benzer artışlar meydana gelmektedir. [6,14].
829

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 7. Farklı sürelerde MA işlemine tabi tutulmuş tozların sertlik sonuçları
KAYNAKLAR REFERENCES
1. Suryanarayana C., “Mechanical alloying and milling”, Progress in Materials Science, 46: 1-184 (2001).
2. Ruiz-Navas E.M., Fogagnolo J.B., Velasco F., Ruiz-Prieto J.M., Froyen L., “One step production of aluminium
matrix composite powders by mechanical alloying” Composites: Part A 37 :2114–2120 (2006)
3. German R.M., ed. Sarıtaş S., Türker M., Durlu N., “Toz Metalurjisi ve Parçacıklı Malzeme İşlemleri”, Türk Toz
Metalurjisi Derneği , Ankara, (2007).
4. Claudio L. De Castro, Brian S. Mitchell., “Nanoparticles from Mechanical Attrition”, Department of Chemical
Engineering, Tulane University,New Orleans, Louisiana, USA, syf.6.
5. Suryanarayana C., Ivanov E., Boldyrev V.V., “The science and technology of mechanical alloying”, Materials
Science and Engineering A304–306 : 151–158, (2001).
6. Razavi Tousi S.S.*, Yazdani Rad R., Salahi E., Mobasherpour I., Razavi M. , “Production of Al–20 wt.% Al2O3
composite powder using high energy milling” , Powder Technology, 192 (2009) 346–351.
7. Bostan, B., Özdemir A.T., Kalkanlı A., “Microstructure characteristics in Al-C system after mechanical alloying
and high temperature treatment”, Powder Metallurgy, 47:1 (2004) 37-42.
8. Son H.T., Kim T.S., Suryanarayana C., Chun B.S., “Homogenous Dispersion of Graphite in a 6061 Aluminium
Alloy by Ball Milling”, Materials Science & Engineering, 163-169, (2002).
9. Suryanarayana C, “Mechanical Alloying”, Pergamon Materials Series, Volume 2, Pages 49-85, (1999).
10. Arslan G., Kara F., Turan S., “Quantitative X-ray Diffraction Analysis of Reactive Infiltrated Boron Carbide–Aluminium
Composites” Journal of the European Ceramic Society 23, 1243–1255, (2003).
11. Wu, N. Q., Wu, J. M., Wang, G.X., Li, Z. Z., “Amorphozation in the Al-C System by Mechanical Alloying”, J. of
All. And Comp. 260 (1997) 121-126.
12. Besterci, M., “Preperation Microstructure and Properties of Al-Al4C
System Produced by Mechanical Allying’’,
3
Materials and Design, 27 (2006) 416-421.
13. Zhou, Y., Li Z.Q., “Structural Characterization of a Mechanical Alloyed Al-C Mixture’’, J. Alloys and Comp.,414
(2006) 107-122.
14. Sivasankaran, S., Sivaprasad K., Narayanasamy R., Vijay Kumar Iyer, “An investigation on flowability and
compressibility of AA 6061100−x-x wt.% TiO2 micro and nanocomposite powder prepared by blending and
mechanical alloying”, Powder Technology 201 (2010) 70–82.
830

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
BOR OKSİTTEN ELEMENTEL BOR TOZU ÜRETİM
PARAMETRELERİNİN ARAŞTIRILMASI
Bahadır GÜNEY ve İbrahim USLAN
Gazi Üniversitesi, Makina Mühendisliği Bölümü, Maltepe, Ankara,
bahadirguney@gmail.com, iuslan@gazi.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada elementel bor tozu oda sıcaklığında, mekanik öğütme tekniğiyle üretilmiştir. Bu amaçla
magnezyum (Mg) ve bor oksit (B2O3) tozları spekste farklı parametreler kullanılarak öğütülmüştür.
Tepkimenin gerçekleşmesi ile elementel bor (B) ve magnezyum oksit (MgO) ürün olarak elde edilmiştir.
Farklı parametrelerde öğütülmüş olan numuneler XRD’de analiz edilmiş ve elde edilen pik değerleri
patern değerleri ile karşılaştırılarak yorumlanmıştır. Elementel bor tozu tayini yapmak için iki numune
ICP- OES’de analiz edilerek 100 mg’lık numunede 11,7 mg elementel bor tozu tespit edilmiştir. Çalışma
neticesinde magnezyum ve bor oksitin mekanik öğütülmesi ile bor oksit içindeki bor indirgenerek %
77’lere varan oranlarda elementel bor tozu üretilmiştir.
Anahtar Kelimeler: Bor Oksit, Elementel Bor, Öğütme, Speks.
INVESTIGATION OF PRODUCTION PARAMETERS OF ELEMENTAL
BORON FROM BORON OXIDE
ABSTRACT
In this study, elemental boron powder was produced by mechanical milling technique at room temperature.
With this purpose, magnesium (Mg) and boron oxide (B2O3) powders were milled in a spex by
using different parameters. Elemental boron (B) and magnesium oxide (MgO) were obtained as a product
after the reaction. The milled samples by different parameters were analyzed using XRD unit and
interpreted by comparing values of peak and pattern.
By analyzing of the samples using ICP-OES unit
11,7 mg of elemental boron powder was determined in the sample which is 100 mg. As a result of this
study, magnesium and boron oxide were milled mechanically and with this process, boron which was in
the boron oxide was reduced and finally obtained with the yield of 77%.
Keywords: Boron oxide, elemental boron, milling, spex.
1.GİRİŞ
Bor madenleri içindeki B2O3 oranına göre değerlendirilir ve ticari değer kazanır. Ülkemizde Emet, Bigadiç
ve Kesdelek’de bulunan kolemanit (Ca2B6O11.5H2O), %50,8 oranı ile en yüksek B2O3 içeriğine
sahip bor minerallerinden biridir. Yüksek saflıkta B2O3, borik asitin iki aşamada dehidrasyonu yöntemiyle
üretilmektedir [1-4].
Mekanik enerji sayesinde kimyasal reaksiyonların ve faz değişimlerinin gerçekleştiği mekanik- kimyasal
sentez yöntemi ile indirgeme reaksiyonları, oksitleme reaksiyonları ve elementel toz üretimi gerçekleş-
831

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
tirilebilmektedir. Literatürde bunlarla ilgili çalışmalar mevcuttur [5-17]. Mekanik-kimyasal sentez uygulamaları
genellikle atritör ve speks tipi öğütücülerde yapılmaktadır [11]. Atritörler ve speksler, mekanik
öğütme ve mekanik alaşımlama çalışmalarında kullanılan yüksek enerjili ve verimli öğütücülerdir. Koruyucu
gaz atmosferinde de çalışılabilen atritörlerde içinde öğütmenin yapıldığı kap sabittir/dönmez.
Atritörlerin verimliliğinde en etkin parametre karıştırıcı kolların hızıdır. Spekste ise, içinde öğütmenin/
mekanik alaşımlamanın gerçekleştiği reaktör dönme ve titreşim hareketleri birlikte yapıldığından alaşımlama
etkinliği daha yüksektir.
Spekste mekanik öğütme yaparak; Bolarin ve arkadaşları [6], Mn2O3 ve La2O3 bileşik tozlarından lantanyum
magnatit (LaMnO3) bileşiğini, Garcia ve arkadaşları [7] de elementel Co ve Ni tozlarından Ni-Co
alaşımını elde etmişlerdir. Ricceri ve Matteazzi [12] ise Mg ve B2O3 tozlarını spekste öğüterek elementel
bor tozunu ürettiklerini bildirmişlerdir. Bununla ilgili değerlendirme, tartışma bölümünde verilmiştir.
2. DENEYSEL ÇALIŞMA
2.1. Malzeme
Deneylerde kullanılan Mg tozları piyasadan, B2O3 ise Eti Maden İşletmeleri Bandırma Bor Oksit
Fabrikası’ndan temin edilmiştir. Mg tozları, Gazi Üniversitesi Fizik Bölümünde bulunan XRD cihazında
analiz edilerek doğrulanmıştır. Amorf yapıdaki bor oksitin XRD analizinden ise sonuç alınamamıştır.
2.2. Speks Uygulamaları
Speks uygulamaları Gazi Üniversitesi Kimya Mühendisliği Bölümü Laboratuvarında bulunan Spex
8000M cihazı ile yapılmıştır. Speks çalışmalarında kullanılan parametreler Çizelge 1’de verilmiştir. Öğütme
işlemlerinde dört adet paslanmaz çelik bilya kullanılmıştır. Bu bilyalardan bir tanesi 16 mm çapında
diğer üçü ise 4,8 mm çapındadır.
Bu bilyaların toplam ağırlığı 17,51 gramdır. Speks uygulamasında tepkimeye girecek toz miktarının
ağırlıkça %48,83’ünün Mg, %51,17’sinin ise B2O3 tozları olduğu hesaplanmıştır. Bu değerlere göre,
Çizelge 1’de verilen toz/bilya oranları için Mg ve B2O3 miktarları bulunmuştur. Spekste öğütmenin gerçekleşeceği
reaktör içine Mg, B2O3 ve bilyalar kontrollü atmosfer ünitesinde (glove-box) koyulmuş ve
reaktör kapağı sıkıca kapatılıp hava girişi engellenmiştir. Daha sonra reaktör speks cihazına yerleştirilip
öğütme işlemi yapılmıştır.
2.2. XRD, ICP-OES ve SEM Analizleri
Öğütme sonrası elde edilen toz karışımların tümü
Eti Maden İşletmeleri Ar-Ge Laboratuvarında bulunan
Rigaku D-max 2200 model XRD cihazında
analiz edilmiştir. Ayrıca elementel bor analizi için
ODTÜ Merkez Laboratuvarında bulunan Perkin Elmer
Optima 4300DV ICP-OES (Endüktif Eşleşmiş
Plazma Optik Emisyon Spektrometresi) cihazından
yararlanılmıştır. Bu cihazla, yetmiş civarında kimyasal
elementin eser, minör ve major konsantrasyon
düzeylerinde ve aynı anda analizi mümkündür. ICP-
OES analizleri 5 ve 9 nolu deney numuneleri için
gerçekleştirilmiştir. Bu analizler için 0,1 g örnek alınıp
kral suyu (3 hacim HCI ve 1 hacim HNO3) içinde
çözülmüştür.
Önce ısıtılan çözelti daha sonra 100 ml’ye saf su ile
seyreltilmiştir. Oluşan çözeltiden 1 ml alınıp 50 ml’ye
saf su ile tamamlanmıştır. Analiz sonucu cihazdan
okunan değerden 0,1 g’lık toz karışımı içindeki elementel
bor miktarı hesaplanmıştır. Mg ve B2O3 tozları ile 5 ve 9 nolu deney numunelerinin taramalı
elektron mikroskop çalışmaları ise Gazi Üniversitesi Metal Eğitimi Bölümünde bulunan JEOL JSM 6060
LV model SEM cihazında gerçekleştirilmiştir.
832

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3. DENEYSEL BULGULARLAR VE TARTIŞMA
Deneysel çalışmalarda Mg ve B2O3 tozları speks tipi değirmende öğütülmüş ve denklem (1)’de verilen
reaksiyon ile elementel bor tozunun üretilmesi amaçlanmıştır:
B2O3 + 3Mg ® 2B + 3MgO (1)
Deneylerde kullanılan Mg ve B2O3 tozlarının SEM görüntüleri Şekil 1’de verilmiştir.
(a) (b)
Şekil 1. (a) Mg, (b) B2O3 tozlarının SEM görüntüleri
1/27 toz/bilya oranı ve 20 dakika süreyle yapılan öğütme çalışmalarından elde edilen toz numunelerinin
XRD analizinden elde edilen grafikteki zirve değerleri XRD cihazındaki desenlerle karşılaştırılmış ve
grafikteki zirvelerin tamamının magnezyuma ait olduğu, hedeflenen tepkimenin bu deney parametreleri
için gerçekleşmediği görülmüştür (Şekil 2).
Karışım oranı 1/27 alınarak yapılan öğütme işleminden beklenen sonuç alınamaması üzerine yeni parametreler
belirlenmiştir. Yapılacak uygulamalarda bilya sayısı sabit tutulurken, farklı karışım oranları
(toz/bilya) ve süreler kullanılmıştır (Deney 2-4). Olası farklılıkları görebilmek için birbirine uzak karışım
oranları alınmıştır. 1/48 karışım oranında 90 dak. süreyle yapılan Deney 2 için hem Mg hem de MgO
pikleri görülmüş
Şekil 2. Deney 1 için XRD analizi. Toz/bilya oranı: 1/27, süre: 20 dak.
833

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 3. Deney 2 için XRD analizi. Toz/bilya oranı: 1/48, süre: 90 dak.
(Şekil 3); reaksiyonun gerçekleşmeye başladığı fakat sürenin tozların tamamının tepkimeye girmesine
yetecek kadar uzun olmadığı anlaşılmıştır. MgO’e ait desen değerlerinde yer alan 42,917’de oluşan
%100’lük pik grafikte net olarak görülmektedir. Ayrıca grafikte yer alan ikinci en yüksek şiddetli pik ise
hem magnezyumun 36,620’deki pikine uyarken, hem de MgO’e ait 36,937’deki pike uymaktadır. Dolayısıyla
bu pikin tam olarak hangisine ait olduğu bilinmemektedir. Fakat magnezyumun %100’lük pikine
uyması, ona ait olma olasılığını artırmaktadır. Aynı karışım oranında 180 dak. süreyle yapılan Deney
3 için tepkime tamamen gerçekleşmiştir (Şekil 4). Burada magnezyuma ait pikler yok olarak, yerine
MgO pikleri oluşmuştur. Grafikte bir de demire ait bir pik ortaya çıkmıştır. Bu pikin uzun süreli öğütmeye
bağlı çarpışmalar neticesinde, bilyalardan veya reaktör çeperlerinden kaynaklandığı düşünülmektedir.
Bir önemli nokta ise, her iki reaksiyon sonucunda oluşması beklenen bir diğer ürün olan elementel bor
görülmemiştir.
1/8 karışım oranında 300 dak. süreyle yapılan Deney 4’e ait numunelerin analizinden elde edilen grafik
(Şekil 5) incelendiğinde, oluşan piklerin magnezyuma ait olduğu görülmektedir. Ayrıca 42-44 değerleri
arasında MgO’e ait olabilecek küçük bir pik görülmektedir. Diğer iki çalışmaya göre uzun süren bir öğütme
olmasına rağmen beklenen reaksiyon gerçekleşmemiştir. Bu da toz/bilya karışım oranının tepkimenin
gerçekleşmesinde çok etkin bir rolü olduğunu göstermektedir.
Şekil 4. Deney 3 için XRD analizi. Toz/bilya oranı: 1/48, süre: 180 dak.
834

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
1/48 karışım oranı için 90 dakikada başlayan tepkimenin 180 dakikada tamamlandığı görüldüğünden,
bu karışım oranı sabit tutulup, zaman aralığı daraltılarak tepkimenin yaklaşık olarak ne zaman tamamlandığı
yeni deneylerle belirlenmeye çalışılmıştır (Deney 5-6). Ayrıca yeni karışım oranı (1/36) ve sürelerle
(120, 150, 180 dak.) farklı uygulamalar yapılmıştır (Deney 7-9). Deney 5-9’un hepsinde reaksiyonun
tamamen gerçekleştiği Mg pikinin oluşmadığı, sadece MgO’e ait piklerin oluştuğu görülmektedir.
Bunlara ait örnek bir XRD çıktısı Deney 7 için Şekil 6’de verilmiştir. Buradan hem bir 1/36’lık hem de
1/48’lik karışım oranlarında yaklaşık
Şekil 5. Deney 4 için XRD analizi. Toz/bilya oranı: 1/8, süre: 300 dak.
Şekil 6. Deney 7 için XRD analizi. Toz/bilya oranı: 1/36, süre: 120 dak.
120 dakikalık öğütme süresinin reaksiyonun gerçekleşmesi için yeterli olduğu anlaşılmıştır. Yapılan bu
beş uygulamanın sonuçlarının ortak özelliğinden biri de, hepsinde demire ait pik görülürken, beklenen
ürün olan elementel bora ait herhangi bir pik görülmemiştir.
Deney 5 ve Deney 9 numuneleri için ICP-OES cihazında yapılan elementel bor tayini çalışmalarından
elde edilen dalga boyu-konsantrasyon eğrisi Şekil 7’de verilmiştir. Cihazdan okunan değerlere bağlı
yapılan hesaplamalardan 0,1 g’lık toz karışımı içinde, Deney 5 için 11,35 mg, Deney 9 için ise 11,7 mg
elementel bor tozu bulunduğu tespit çelişkidir.
835

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 7. ICP-OES dalga boyu-konsantrasyon eğrisi. Deney 5: 1/48, 120 dak., Deney 9: 1/36, 180 dak.
Şekil 8. Ricceri ve Matteazzi’ye ait makalede verilen XRD grafikleri [12]. a) Öğütme öncesi B2O3 ve Mg
karışımı, b) Karışım oranı 1/27, süre 10 dak. olan karışım (reaksiyon tamamlanmış), c) b’deki parametrelerle
öğütülmüş ve kimyasal ayrıştırılmış, d) Karışım oranı 1/8, süre 300 dak. olan karışım (kimyasal
ayrıştırılmış). Not: Mg (x), MgO (o), B (+).
edilmiştir. Stokiyometrik hesaplara göre bu miktarın 15,17 mg olması gerekmektedir. Speks uygulamasıyla
elementel bor tozu üretimi için buna göre bir karşılaştırma yapıldığında; Deney 5 için %75’lik,
Deney 9 için ise %77’lik bir başarı elde edildiği görülmüştür.
Bu çalışmada elde edilen sonuçlar Ricceri ve Matteazzi’nin çalışmasıyla [12] karşılaştı- rıldığında, dikkat
çekici farklılıklar ortaya çıkmıştır. Ricceri ve Matteazzi [12], 8 adet 8 mmbçapında bilya kullanmış
ve optimum şartları 1/27 karışım oranında 9 dakika olarak bulmuşlar; öğütme öncesi ve sonrası XRD
grafiklerini sunmuşlardır (Şekil 8). Buradaki grafikler incelendiğinde, ilgili makale içeriğiyle çelişkiler tespit
edilmiştir. Şekil 8.a’daki grafiğin B2O3 ve Mg için olduğu belirtilmiş, ancak “*” ile gösterilen piklerin
neyi temsil ettiği belirtilmemiştir. Bu pikler, desenlerle karşılaştırıldığında hiçbir şeye uymamıştır. Fakat
piklerin dizilişi ve tipik görüntüsünün magnezyuma benzemesi nedeniyle, bu grafik kaydırıldığında magnezyuma
ait piklere uyduğu görülmüştür. Şekil 8.b’deki pikler Mg olarak tanımlanmış, fakat Mg desenleri
incelendiğinde bu piklerin magnezyuma ait olmadığı görülmüştür. Ayrıca reaksiyonun tamamlandığı belirtilen
bu grafikte, oluşması gereken MgO ve elementel B pikleri yerine Mg piklerinin görülmesi önemli
bir çelişkidir. XRD analizi öncesi kimyasal ayrıştırma ile Mg, Fe ve tepkimeye girmeyen Mg tozlarının
ortamdan uzaklaştırıldığı, ortamda sadece elementel bor tozu kaldığı ifade edilen Şekil 8.c’de verilen
grafik için; tüm piklerin MgO olması da ayrı bir
Ayrıca literatürdeki MgO’e ait desenlerde sadece on noktada pik oluşurken, Şekil 8.c’de birçok noktada
pik oluşmaktadır. Benzer şekilde Şekil 8.d’de de, kimyasal ayrıştırmaya karşın hem MgO, hem de elementel
bor pikleri işaretlenmiştir. Ricceri ve Matteazzi [12] XRD analizlerini Co Kα kullanarak yapmışlardır.
Bir element veya bileşiğe ait XRD grafiğinde ilk oluşması gereken pik noktası %100’lük noktadır. Co
Kα için elementel bora ait %100’lük zirve yaklaşık 20,3’te oluşmalıdır. Fakat Şekil 8.d’de görüldüğü gibi,
grafik 20’den başlamakta ve MgO ve elementel B pikleri, desenlere uymamaktadır. Bir diğer husus da,
Şekil 8.d’de olduğu gibi eğer XRD’de elementel B analizi mümkünse, buna ait piklerin Şekil 8.c’de niçin
görülmediğidir. XRD analizlerindeki bu hatalı yorumlardan dolayı, bu çalışma kapsamındaki sonuçların
Ricceri ve Matteazzi’nin verileriyle [12] uyum göstermediği kanaatine varılmıştır.
4. SONUÇLAR
Dört bilyanın kullanıldığı spekste öğütme uygulamalarında, 1/8 karışım oranı ile 300 dakika öğütme
süresiyle bile mekanik-kimyasal sentezleme gerçekleşmemiş iken, 1/48 karışım oranı için 90 dakikalık
bir öğütme süresiyle sentezlemenin başladığı tespit edilmiştir.
836

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Reaksiyonun en kısa zamanda gerçekleşmesi ve yüksek oranlarda elementel bor tozu elde etmek için
magnezyum ve bor oksit tozlarının toz/bilya karışım oranının 1/36 veya 1/48 alınarak en az 120 dakika
süreyle spekste öğütülmesi gerektiği belirlenmiştir. Bu öğütme işlemleri sonunda bor oksitin indirgenerek
%77’ye varan miktarlarda elementel bor elde edilmiştir. Bu miktarı artırmak için bilya sayısı ve boyutunun
değiştirilmesinin veya reaksiyon hızını artırmak için katalizör kullanılabileceği düşünülmektedir.
Çalışmalar sonunda elementel borun XRD’de tespit edilemediği görülmüştür. Bor’un teyiti ve miktar olarak
analizi ICP-OES’de yapılabilmiştir. Bunun dışında elementel bor tespiti için kimyasal tayin yöntemleri
araştırılabilir.
Öğütme işlemi ile elementel bor tozu üretiminde hem kullanılan hemde elde edilen ürünlerin miktarları
düşüktür. Endüstriyel olarak yüksek miktarlarda elementel bor tozu üretmek için atritör, silindirik değirmen
veya büyük hacimli kaba sahip speks kullanılımı araştırılmalıdır.
Ricceri ve Matteazzi’nin çalışmasında [12] verilen XRD analizlerine ait grafiklerin yorumlarında çelişkiler
söz konusudur.
KAYNAKLAR
1. Ulusal Bor Araştırma Enstitüsü (BOREN), www.boren.gov.tr/borhk.htm.
2. DPT 8. Beş Yıllık Kalkınma Planı Madencilik Özel İhtisas Komisyonu Raporu,Endüstriyel Hammaddeler
Alt Komisyonu, Kimya Sanayi Hammaddeleri, DPT:2608-ÖİK:619 2: 5-40, 2001.
3. Çalık A., “Türkiye’nin Bor Madenleri Ve Özellikleri”, Mühendis Ve MakineDergisi, Sayı 508, Mayıs
2002.
4. Yılmaz A., “Her Derde Deva Hazinemiz Bor”, Bilim ve Teknik Dergisi, sayı 414,38-48, Mayıs 2002.
5. Gennari F.C., Castro F.J., Gamboa J.J.A., “Synthesis of Mg2FeH6 by Reactive Mechanical Alloying:
Formation and Decomposition Properties”, Journal ofAlloys and Compounds, 339, 261–267, 2002.
6. Bolarin A.M., Sanchez F., Ponce A., Martinez E.E., “Mechanosynthesis ofLanthanum Manganite”,
Materials Science and Engineering A, 454–455, 69–74, 2007.
7. Garcia-Contreras M.A., Fernandez-Valverde S.M., Vargas-Garcia J.R., “Oxygen Reduction Reaction
On Cobalt–Nickel Alloys Prepared By Mechanical Alloying”,Journal of Alloys and Compounds, 434–435,
522–524, 2007.
8. Choi C.J., “Preparation Of Ultrafine Tic-Ni Cermet Powders By Mechanical Alloying”, Journal of Materials
Processing Technology, 104, 127-132, 2000.
9. Valderruten J.F., Perez Alcazar G.A., Greneche J.M., “Study Of Fe–Ni Alloys Produced By Mechanical
Alloying”, Physica B, 384, 316–318, 2006.
10. Birajdar B., Gruner W., Herrmann M., Perner O., “MgB2 Bulk And Tapes Prepared By Mechanical
Alloying: Influence Of The Boron Precursor Powder”, Supercond. Sci. Technol., 19, 512–520, 2006.
11. Suryanarayana C., “Mechanical Alloying and Milling”, Marcel Dekker, New York, 359, 2004.
12. Ricceri R., Matteazzi P., “Mechanochemical Synthesis Of Elemental Boron”, International Journal of
Powder Metallurgy, 39(3), 48-52, 2003.
13. Boldyrev V., Boldyreva E., “Mechanochemical of Interfaces”, Materials ScienceForum, 88-90, 711-
714, 1992.
14. Tokumitsu K., “Mechanochemical Reaction Between Metals and Hydrocarbons-Formation of Metal
Hybrides”, Materials Science Forum, 88-90, 715-722, 1992.
15. Hida M., et al., “Mechanochemical Reaction in Various Systems Involving Ionic and Hydrogen Bond
Crystals”, Materials Science Forum, 88-90, 729-736, 1992.
16. Popovich A.A, et al., “Mechanochemical Technology of Synthesis of Refractory Compounds and
Alloys Based Upon Them”, Materials Science Forum, 88-90, 737-744, 1992.
17. Güney, B., “Bor Oksitten Elementel Bor Tozu Üretim Parametrelerinin Araştırılması”, Yüksek Lisans
Tezi, Gazi Üniv. Fen Bil. Enst., Ankara, 2007.
837

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fe 2 O 3 ’İN İZOTERMAL İNDİRGENMESİ AKABİNDE SAF Ch 4 İLE
REAKSİYONUYLA Fe 3 C TOZ SENTEZİ
Şenol ÇETİNKAYA, Şerafettin EROĞLU
İstanbul Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Müh. Bölümü Avcılar Kampüsü,
34320 Avcılar / İstanbul
senol-c@istanbul.edu.tr seref@istanbul.edu.tr
ÖZET
Tek fazlı Fe 3 C tozu, 800 K’de H 2 atmosferinde Fe 2 O 3 ’in izotermal indirgenmesini takiben indirgenmiş ürünün saf CH 4
ile reaksiyonu yoluyla sentezlenmiştir. İlk olarak Fe 2 O 3 ’in H 2 atmosferinde farklı sürelerdeki indirgenme davranışı incelenmiştir.
Daha sonra üç farklı indirgeme süresi (2.5 dk, 5 dk ve 10 dk) akabinde saf CH 4 gazı ile değişik sürelerde
karbürizasyon reaksiyonları gerçekleştirilmiştir. Ağırlık değişim ölçümleri ve XRD analizleri, tek faz Fe 3 C tozunun
yüksek oranda indirgenmiş (≥ 5 dk) tozun saf CH 4 (≥15 dk) ile reaksiyonu sonucu elde edildiğini göstermiştir. Sentezlenen
ürünlerde morfoloji çalışmaları SEM kullanılarak yapılmıştır. Sentezlenen Fe 3 C tozunun partikül ve kristal
boyutları sırasıyla 0.3–0.9 µm ve 40–130 nm olarak ölçülmüştür.
Anahtar Kelimeler: Fe 3 C toz sentezi, katı-gaz reaksiyonu, X-ışını difraksiyonu, morfoloji.
SYNTHESIS OF Fe 3 C POWDER BY ISOTHERMAL REDUCTION OF
Fe 2 O 3 AND SUBSEqUENT REACTION WITH PURE CH 4
ABSTRACT
Single phase Fe 3 C powder was synthesized by isothermal reduction of Fe 2 O 3 in H 2 atmosphere followed by reaction
of reduced product with pure CH 4 at 800 K. Firstly, reduction behavior of Fe 2 O 3 was investigated in H 2 atmosphere at
various times. Then, carburization reactions were subsequently carried out after three different reduction times (2.5
min, 5 min and 10 min). Weight change measurements and XRD analysis showed that single phase Fe 3 C powder
was obtained by reaction of highly reduced (≥ 5 min) powder with pure CH 4 (≥ 15 min). Morphological analysis
on the products was carried out by SEM. The particle and crystallite sizes of the synthesized Fe 3 C powder were
measured to be 0.3–0.9 µm and 40–130 nm, respectively.
Keywords: Fe 3 C powder synthesis, solid-gas reaction, X-ray diffraction, morphology.
1. GİRİŞ
Fe 3 C (demir karbür / sementit), çelik ve demir alaşımlarının mekanik özelliklerini geliştirmesi ve CO 2 /H 2 gazlarından
hidrokarbon üretiminde katalizör olarak kullanılması nedeniyle büyük bir teknolojik öneme sahiptir. Genellikle çelik
matriks içerisinde bulunduğundan tek faz olarak elde edilmesi oldukça güçtür. Manyetik özellik gösterdiği için Fe 3 C
tozlarının manyetik uygulamaları da vardır. Son zamanlarda nanoboyutlu Fe 3 C, karbon fiber, nanotüp ve nanopartiküllerin
sentezinde katalizör olarak tercih edilmektedir [1].
Şimdiye kadar Fe 3 C sentezi için pek çok yöntem rapor edilmiştir. Nikitenko ve diğerleri [2], Fe-Fe 3 C nanokristal
partiküllerini sonokimyasal metotla üretmişlerdir. Nelson ve Wagner [3], alkali redüksiyon; Morjan ve diğerleri [1],
838

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
lazer piroliz; Lee ve diğerleri [4] ise kimyasal buhar biriktirme (CVD) yöntemleriyle nanokristal Fe 3 C tozu sentezlemişlerdir.
Tüm bu sentez teknikleri yüksek sıcaklık, pahalı hammadde veya karmaşık teçhizat gerektirmektedir. Reaktan
olarak nanopartikül Fe ve hidrokarbon gazlar kullanıldığında [5, 6] ise Fe 3 C nispeten daha düşük sıcaklıklarda
oluşmaktadır. Bu yönteme ait bazı detaylar aşağıda verilmektedir.
Arabczyk ve diğerleri [5], az miktarda K 2 O, Al 2 O 3 ve CaO gibi oksitler içeren Fe 3 O 4 ’i H 2 içeren atmosferde 853 K’e
ısıtma sırasında önce Fe’e redüklemişlerdir. Daha sonra nanokristal Fe katalist tozunun CH 4 , CH 4 /N 2 veya CH 4 /H 2
gazları ile 773–853 K aralığında karbürizasyon kinetiğini incelemişler ve Fe 3 C oluşum şartlarını araştırmışlardır.
Sentezlenen ürünlerin Fe 3 C’ün yanında karbürlenmemiş Fe ve serbest C içerdiğini rapor etmişlerdir. Karbürizasyon
prosesinin parçalanmış CH 4 gazının demir yüzeyindeki adsorbsiyonu ile kontrol edildiğini vurgulamışlardır.
Narkiewcz ve diğerleri [6], yukarıda bahsedilen yöntemle [5] sentezlenen Fe 3 C’de ayrıntılı karakterizasyon çalışmaları
yapmışlardır. Araştırmacılar, sentezlenen ürünlerin ortalama kristal (tane) boyutlarının 41–67 nm arasında
olduğunu ve nihai ürünlerin ağırlıkça % 7.8–16.8 arasında serbest C içerdiğini rapor etmişlerdir.
Bu çalışmada ise Fe 3 C sentezi, Fe 2 O 3 tozlarının 800 K’de H 2 atmosferinde izotermal indirgenmesi akabinde saf CH 4
gazı ile reaksiyonu sonucu gerçekleştirilmiştir. Sentezlenen ürünlerin karakterizasyonu için ağırlık değişim grafikleri
ile XRD ve SEM teknikleri kullanılmıştır.
2. DENEYSEL ÇALIŞMALAR
Deney düzeneği temel olarak Ar (% 99,999), H 2 (% 99,99) ve CH 4 (% 99,5) gazlarını içeren gaz silindirlerinden, bu
gazların akış hızlarını hassas bir şekilde belirlemek için akış ölçerlerden (Dwyer) ve içerisinde sentez reaksiyonlarının
gerçekleştirileceği kuvars tüp (iç çap: 20 mm) bulunan fırın sisteminden (Ströhlein) oluşmaktadır.
Sentez çalışmaları için gerçekleştirilen her bir deneyde ~10 -3 mol (~0,1597 g) Fe 2 O 3 tozu (Sigma–Aldrich) kullanılmıştır.
Tüm deneyler öncesinde, oksit tozunun bünyesinde bulanabilecek olan nemin giderilmesi amacıyla ~373
K’deki etüvde 10 dakikalık bekletme yapılmış ve tartımlar 10 -4 g hassasiyete sahip analitik terazide (Sartorius
BP110S) gerçekleştirilmiştir. Tartılan Fe 2 O 3 tozu alümina kayıkçık içerisinde tüp fırının merkezine yerleştirilmiştir.
Yaklaşık 25 K/dk ısıtma hızıyla 800 K’e çıkılıncaya kadar 85 cm 3 /dk akış hızında Ar gazı sisteme beslenerek ısıtma
yapılmıştır. Fırın istenilen sıcaklığa ulaştıktan sonra oksit tozunun H 2 gazıyla (110 cm 3 /dk) değişik süreler için indirgenmesi
incelenmiştir. Daha sonra farklı indirgeme sürelerinin (2.5, 5 ve 10 dk) akabinde 40 cm 3 /dk akış hızındaki
saf CH 4 gazı ile değişik sürelerde deneyler gerçekleştirilmiştir. Tüm deneylerde fırın oda sıcaklığına soğutuluncaya
kadar 85 cm 3 /dk akış hızında Ar gazı sistemden geçirilmiş ve akabinde sentezlenen ürünlerin ağırlıkları tespit edilmiştir.
Sentezlenen ürünlerinin faz analizleri, Rigaku D/Max–2200/PC marka X–Işınları Difraksiyon (XRD) cihazında; morfoloji
incelemeleri ise, Jeol 5600 ve Jeol 6335 marka Taramalı Elektron Mikroskoplarında (SEM) gerçekleştirilmiştir.
Reaksiyon ürünlerinin kristal büyüklükleri ise, (1) no’lu eşitlikte verilen Scherrer formülü kullanılarak hesaplanmıştır.
Eşitlik (1)’de gösterilen λ, Cu K α radyasyonunun dalga boyunu (0,15418 nm); θ Β , difraksiyon açısını; t, kristal boyutunu
ve β, yarı yükseklikteki pik genişliğini (FWHM) ifade etmektedir. FWHM değerleri belirlenirken ~0,2°’lik cihazdan
kaynaklanan pik genişlemesi de dikkate alınmıştır.
3. BULGULAR ve DEĞERLENDİRME
3.1. Fe 2 O 3 ’in H 2 Atmosferinde İzotermal İndirgenmesi
3.1.1. Fe 2 O 3 ’in İndirgenme Kinetiği
Şekil 1’de 800 K’de Fe 2 O 3 ’in H 2 atmosferinde indirgenmesi sırasında reaksiyon süresinin oksit tozundaki ağırlık
değişimine etkisi görülmektedir. Şekildeki yatay kesikli çizgiler, Fe 2 O 3 ’ten Fe 3 O 4 , FeO ve Fe dönüşümleri için hesaplanmış
teorik ağırlık değişimlerini ifade etmektedir. Ağırlık değişimi grafiğinden, 800 K’de 10 dk içinde % 100’e
yakın bir indirgemenin gerçekleştiği anlaşılmaktadır.
839
(1)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 1. H 2 atmosferinde reaksiyon süresinin Fe 2 O 3 ’in ağırlık değişimine etkisi (T = 800 K)
3.1.2. XRD Analiz Bulguları
Şekil 2’de başlangıç tozuna (Fe 2 O 3 ) ve indirgeme çalışmaları sonrası elde edilen reaksiyon ürünlerine ait X-ışınları
difraksiyon paternleri görülmektedir. XRD paternleri, 2.5 dk’lık indirgeme süresinin yeterli olmadığını ve oluşan Fe’in
yanında yapıda hala demir oksitler (Fe 2 O 3 , Fe 3 O 4 ve FeO) bulunduğunu; 5 ve 10 dk’lık indirgeme sonrası ise ürünlerin
sadece Fe içerdiğini göstermektedir. Bu bulgular, ağırlık değişimleri ile kalitatif olarak uyuşmaktadır.
Şekil 2. Başlangıç tozunun (Fe 2 O 3 ) ve bu tozun 800 K’de H 2 atmosferinde değişik sürelerdeki indirgenme
çalışmalarına ait X-ışınları difraksiyon paternleri
840

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Kristal boyutları, yarı yükseklikteki pik genişliklerinden (1) no’lu eşitlik kullanılarak belirlenmiştir. Başlangıç malzemesi
olan Fe 2 O 3 tozunun kristal boyutunun ~75 nm, 2.5, 5 ve 10 dk’lık indirgeme sonrası elde edilen ürünlerin
kristal boyutlarının ise >200 nm olduğu hesaplanmıştır.
3.1.3. Morfoloji İncelemeleri
Fe 2 O 3 tozunun ve 800 K’de H 2 atmosferinde indirgenmiş ürünlerin SEM görüntüleri Şekil 3’te verilmektedir. Fe 2 O 3
tozu, küçük küresel partiküllerden (çap: 20–80 nm); ürünler ise kaba partiküllerden oluşmaktadır. Reaksiyon süresi
2.5 dk olan ürün morfolojisinin 5 ve 10 dk’lık numunelere kıyasla farklı olduğu (daha küçük partikül boyutuna sahip
partikülleri de bünyesinde bulundurduğu) SEM görüntülerinden görülmektedir. XRD sonuçlarına göre bu üründe
hala oksitler bulunduğundan, morfolojideki küçük partiküllerin demir oksitler olduğu anlaşılmaktadır. 5 ve 10 dk’lık
indirgeme sonrası ürün morfolojilerin birbirine benzediği ve partikül boyutlarının 0.2–0.8 µm arasında değiştiği
belirlenmiştir. Ayrıca, indirgeme sırasında oluşan ve birbirleri ile temas halindeki demir tozlarının sinterleştiği görülmektedir.
Şekil 3. (a) Fe 2 O 3 tozu ve 800 K’de H 2 atmosferinde (b) 2.5 dk, (c) 5 dk, (d) 10 dk indirgeme sonrası elde edilen
reaksiyon ürünlerinin SEM görüntüleri
3.2. H 2 Atmosferinde Elde Edilmiş Ürünlerin Saf Ch 4 Gazıyla İzotermal Reaksiyonu
3.2.1. Farklı Oranlarda İndirgenmiş Ürünlerin Karbürizasyon Kinetiği
Karbür sentezi çalışmaları sırasında sinterleşmeyi düşük tutabilmek için farklı indirgenme oranlarına sahip tozlarda
karbürizasyon çalışmaları yapılmıştır. Şekil 4’te 800 K’de karbürizasyon süresinin ağırlık değişimine etkisi görülmektedir.
Ağırlık değişimlerinden, tam indirgeme sonrası (10 dk’lık indirgeme sonrası) yapılan karbürizasyon çalışmalarında,
15 dk’lık reaksiyon süresinin Fe 3 C oluşumu için yeterli olduğu görülmektedir. 5 dk indirgenmiş numuneye
ait eğriden, CH 4 gazının başlangıçta yapıda kalan az miktardaki oksitleri indirgediği ve 15 dk’da karbürizasyonun
tamamlandığı anlaşılmaktadır. Daha düşük indirgeme oranında (2.5 dk’lık indirgeme sonrası) ise tek faz Fe 3 C sentezinin
çalışılan şartlarda mümkün olmadığı görülmektedir.
841

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 4. 800 K’de 2.5, 5 ve 10 dk indirgenmiş numunelerde karbürizasyon süresinin ağırlık değişimine etkisi
3.2.2. XRD Analiz Sonuçları
Şekil 5’te farklı indirgenme oranları için yapılan karbürizasyon çalışmaları sonrası elde edilen ürünlere ait X-ışınları
difraksiyon paternleri verilmektedir. XRD paternlerinden, 2.5 dk’lık indirgeme sonrası yapılan karbürizasyon çalışmaları
neticesinde CH 4 gazının hem indirgeme hem de karbürleme için yeterli olmadığı anlaşılmıştır. Bu üründe
30 dk CH 4 gazı ile reaksiyon sonrasında dahi fazların değişmediği (Fe, Fe 2 O 3 , Fe 3 O 4 ve FeO) ilgili paternden
görülmektedir. Ancak, ağırlık değişimleri az miktarda ağırlık kazanımı olduğunu göstermektedir. Ağırlıktaki artış,
muhtemelen Fe 3 C oluşumu nedeniyle olmaktadır. Bu faz, miktarının az veya kristalleşme derecesinin düşük olması
nedeniyle XRD ile saptanamamıştır. H 2 atmosferinde 5 ve 10 dk indirgenmiş tozların 15 ve 30 dk’lık CH 4 gazı
ile reaksiyonuyla elde edilen ürünlerin esas itibarıyla Fe 3 C’den oluştuğu ilgili paternlerden görülmektedir. Ayrıca,
sentezlenen Fe 3 C tozlarının kristal boyutlarının 40–130 nm arasında olduğu XRD paternlerindeki pik genişliklerinden
tespit edilmiştir.
842

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 5. Fe 2 O 3 ’in (a) 2.5 dk, (b) 5 dk ve (c) 10 dk H 2 atmosferinde indirgenmesi sonrası saf CH 4 gazı (40 cm 3 /dk)
ile yapılan karbürizasyon çalışmalarına ait ürünlerin XRD paternleri
3.2.3. Morfoloji İncelemeleri
Şekil 6’da farklı indirgenme oranları için yapılan 15 ve 30 dk’lık karbürizasyon çalışmaları sonrası elde edilen ürünlere
ait SEM görüntüleri verilmiştir.
843

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6. Karbürizasyon çalışmaları sonrası elde edilen ürünlere ait SEM görüntüleri.
H 2 atmosferinde indirgeme süresi: (a), (b) 2,5 dk; (c), (d) 5 dk ve (e), (f) 10 dk
Saf CH 4 gazıyla reaksiyon süresi : (a), (c) ve (e) 15 dk; (b), (d) ve (f) 30 dk
SEM görütülerinden 2.5 dk indirgenmiş numunenin karbürizasyonu sonrası ürün morfolojisinde belirgin bir değişim
olmadığı (küçük demir oksit partikülleri hala mevcut) görülmektedir. 5 ve 10 dk’lık H 2 atmosferinde indirgeme akabinde
saf CH 4 gazıyla yapılan karbürizasyon çalışmaları sonrasında elde edilen Fe 3 C’ün morfolojilerinin indirgenmiş
ürün morfolojileri (Şekil 3) ile benzerlik gösterdiği saptanmıştır. SEM görüntülerinden karbürizasyon sonrası elde
edilen reaksiyon ürün partikül boyutlarının 0.3–0.9 µm arasında değiştiği belirlenmiştir.
3.3. Deneysel Sonuçların Literatürle Karşılaştırılması
Literatürde [5, 6] nanokristal Fe’in 773–853 K’de saf CH 4 gazı ile reaksiyonu sonucu elde edilen ürünlerin Fe 3 C, Fe
ve C [5] veya Fe 3 C ve C [6] içerdiği rapor edilmiştir. Bu çalışmalarda [5, 6] ürünlerde serbest karbon görülmesi, başlangıç
Fe 3 O 4 tozunda bulunan K 2 O, Al 2 O 3 ve CaO gibi yapısal oksitlerle ilişkilidir. Bu oksitler, H 2 atmosferinde indirgeme
sırasında sinterleşmeyi büyük oranda engelleyerek nanoboyutlu Fe oluşmasını sağlamaktadır. Nanoboyutlu
partiküller karbürizasyon sırasında katalitik etki göstermekte ve CH 4 ’ın daha fazla parçalanmasını sağlamaktadır.
Dolayısıyla literatürde [5, 6] rapor edilen nihai ürünlerde serbest C bulunmaktadır. Mevcut çalışmada ise Fe partiküllerinin
indirgenme sırasında sinterleşmesi nedeniyle CH 4 ’ın katalitik olarak parçalanması mümkün görülmemiştir.
4. SONUÇLAR
Fe 2 O 3 ’in Ar atmosferinde ısıtıldıktan sonra 800 K’de H 2 gazıyla izotermal indirgenmesi (≥5 dk) sonucu 0.2–0.8 µm
aralığında değişen partikül boyutuna ve >200 nm kristal boyutuna sahip Fe tozu elde edilmiştir. Bu işlemin akabinde
yapılan saf CH 4 gazı ile reaksiyonlar (≥15 dk) sonrası partikül boyutu 0.3–0.9 µm, kristal boyutu 40–130 nm arasında
değişen Fe 3 C tozları sentezlenmiştir. Ağırlık değişim ölçümleri ve XRD analizleri, sentezlenen Fe 3 C tozlarının
oldukça saf olduğunu ve serbest C içermediğini de göstermemiştir.
TEŞEKKÜR
Bu çalışma, İstanbul Üniversitesi Bilimsel Araştırma Projeleri Koordinasyon Birimi’nce desteklenmiştir. Proje numarası:
1453.
KAYNAKLAR
1. Morjan, I., Alexandrescu, R., Scarisoreanu, M., Fleaca, C., Dumitrache, F., Soare, I., Popovici, E., Gavril, L., Vasile,
E., Ciupina, V., Popa, N.C., “Controlled Manufacturing of Nanoparticles by the Laser Pyrolysis: Application
to Cementite Iron Carbide”, Applied Surface Science, Vol. 255, pp. 9638–9642, 2009.
844

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
2. Nikitenko, S.I., Koltypin, Y., Felner, L., Yeshurun, I., Shames, A.I., Jiang, J.Z., Markovich, V., Gorodetsky, G.,
Gedanken, A., “Tailoring the Properties of Fe-Fe C Nanocrystalline Particles Prepared by Sonochemistry”,
3
Journal of Physical Chemistry B, Vol. 108, pp. 7620–7626, 2004.
3. Nelson, J.A., Wagner, M.J., “High Surface Area Nanoparticulate Transition Metal Carbides Prepared by Alkalide
Reduction”, Chemistry of Materials, Vol. 14, pp. 4460–4463, 2002.
4. Lee, D.W., Yu, J.H., Kım, B.K., Jang, T.S., “Fabrication of Ferromagnetic Iron Carbide Nanoparticles by a Chemical
Vapor Condensation Process”, Journal of Alloys and Compounds, Vol. 449, pp. 60–64, 2008.
5. Arabczyk W., Konicki W., Narkiewicz U., Jasinska I., Kalucki K., “Kinetics of the Iron Carbide Formation in
the Reaction of Methane with Nanocrystalline Iron Catalyst”, Applied Catalysis A: General, Vol. 266, pp.
135–145, 2004.
6. Narkiewcz, U., Guskos, N., Arabezyk, W., Typek, J., Bodzion, T., Konicki, W., Gasiorek, G., Kucharewcz, I.,
Anagnostakis, E.A., “XRD, TEM and Magnetic Resonance Studies of Iron Carbide Nanoparticle Agglomerates
in a Carbon Matrix”, Carbon, Vol. 42, pp. 1127–1132, 2004.
845

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
KİMYASAL BUhAR BİRİKTİRME YÖNTEMİYLE Fe2O3 TOZU
VE METAN KULLANILARAK KARBON NANOTÜP BÜYÜTÜLMESİ
Melek CUMBUL ALTAY, Şerafettin EROĞLU
İstanbul Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği
Bölümü, 34320, Avcılar, İstanbul, mcumbul@istanbul.edu.tr, seref@istanbul.edu.tr
ÖZET
Karbon nanotüpler, yönüne sahip silisyum altlık üzerinde Fe2O3 tozu ve metan gazı kullanılarak
kimyasal buhar biriktirme tekniğiyle büyütülmüştür. C nanotüp sentezinde iki yol kullanılmıştır. Birinci
yolda, 1200 büyüme sıcaklığında C nanotüp altlık üzerinde sentezlenmiştir. İkinci yolda ise büyütme,
ön ısıtılmış CH4 fırının sıcak zonundan (1200 K) geçirildikten sonra daha düşük sıcaklıklarda (1050-
1150 K) gerçekleştirilmiştir. Tüp çapının artan sıcaklık ve süreyle arttığı gözlenmiştir. Ayrıca HR-TEM
görüntüleri, birbirine ve tüp eksenine paralel olarak büyümüş çok sayıda grafit tabakalarından oluşan
tüpleri göstermiştir. Fe2O3-CH4 sistemi için yapılan termodinamik analiz, artan CH4 miktarıyla Fe
oksit®Fe®Fe3C®Fe3C+C dönüşümlerinin olabileceğini ortaya koymuştur.
Anahtar Kelimeler: Karbon nanotüp, Kimyasal buhar biriktirme, Fe2O3, Metan
GROWTH OF CARBON NANOTUBE BY CHEMICAL VAPOR
DEPOSITION USING Fe2O3 POWDER AND METHANE
ABSTRACT
Carbon nanotubes were grown on a silicon substrate with a orientation by chemical vapor deposition
technique using Fe2O3 powder and methane gas. Two routes were used for C nanotube synthesis
experiments. In the first route, C nanotube was synthesized on the substrate at a growth temperature
of 1200 K. In the second route, growth was carried out at lower temperatures (1050-1150 K) after preheating
CH4 gas by flowing it through the hot zone of the furnace (1200 K). It was observed that tube
diameter increased with increasing time and temperature. Also, HR-TEM images showed that the tubes
consisted of multi graphite layers grown parallel to each other and to the tube axis. Thermodynamic
analyses carried out in the system of Fe2O3-CH4 revealed that Fe oxide®Fe®Fe3C®Fe3C+C transformations
take place with increasing CH4 amount.
Keywords: Carbon nanotube, Chemical vapor deposition, Fe2O3, Methane
1. GİRİŞ
Nano yapılı karbon malzemeler bilim dünyasında olağanüstü elektronik, termal, mekanik, optik ve kimyasal
özellikleri nedeniyle önem arz etmekte ve dikkat çekmektedir. Nanoyapılı karbon malzemeler,
kimyasal sensör, alan emisyon malzemeleri, katalizör taşıyıcı, elektronik ve enerji depolama alanlarında
potensiyel kullanım alanlarına sahiptir [1,2]. Karbon nano tüpler (KNT) temel olarak ark deşarj, lazer
kazıma ve kimyasal buhar biriktirme (KBB) yöntemleriyle sentezlenmektedir [3]. KBB, çok daha düşük
sıcaklıklarda karbon nano tüp büyümesine olanak sağlamasından dolayı daha ekonomik bir yöntemdir.
Bu yöntemde, karbon içeren gazların, yüksek sıcaklıktaki altlık yüzeyinde bulunan metal katalizör
partiküllerle etkileşimiyle gerçekleşen yüzey reaksiyonları (heterojen biriktirme reaksiyonları) ile birlikte
846

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
karmaşık gaz fazı reaksiyonları (homojen piroliz reaksiyonları) sonucu altlık üzerinde katı karbon biriktirilmektedir
[4]. Metal katalizör olarak Fe, Co ve Ni gibi geçiş elementleri KNT’ lerin büyümesinde
önemli rol oynamaktadır. C kaynağı olarak genellikle seyreltilmiş hidrokarbon (CH4, C2H2, C2H4) ve
CO gazları kullanılmaktadır [5,6].
KNT morfolojilerinin sentez sırasında katalizör boyutu ve şekliyle ilişkili olduğu rapor edilmiştir [6]. Farklı
bileşim ve formlarda katalizörler ile C içeren değişik gaz bileşimlerinin karbon nanotüp sentezine etkileri
üzerine araştırmalar devam etmektedir. Demir esaslı katalizör kullanılarak değişik gaz ve karışımları
altında karbon büyümesine etkileri incelenmiştir [7-12]. Mccaldin ve diğerleri, Fe(NO3)3 ‘tan elde edilen
Fe2O3 katalizör, C2H4/H2 gaz karışımları kullanarak 773- 1073 K sıcaklık aralığında 2 saat sürede hem
nano fiber yapıda hem de nano tüp yapıda karbon sentezlediklerini rapor etmişlerdir. Ayrıca, % 20 C2H4
- % 80 H2 gaz karışımında 773 K’ de elde ettikleri balık kılçığı yapısının artan reaksiyon sıcaklığıyla çok
cidarlı nano tüp morfolojisine dönüştüğünü belirlemişlerdir [7]. Schnitzler ve Zarbin, KNT sentezi hava
atmosferinde ferrosenin ısısal bozunmasıyla gözenekli silika cam üzerinde ince film şeklinde Fe2O3 katalizör
hammaddesini biriktirmişlerdir. Benzen içeren gaz karışımını katalizör üzerinden geçirmek suretiyle
1173 K’ de 30 dak’ lık reaksiyon süresinde, 50-250 nm çapında çok cidarlı KNT’ ler elde etmişlerdir
[8]. Kong ve diğerleri, ön işlemlerle hazırlamış oldukları alümina ve silika nano partikül destekli Fe2O3
katalizör tozuyla 1273 K’ de CH4 gazı kullanarak tek duvarlı KNT’ ler sentezlemişler ve nano tüp büyüme
mekanizmasının kök büyüme mekanizmasına göre gerçekleştiğini rapor etmişlerdir [12].
Katalizör tozu olarak ön işlem görmemiş Fe2O3 ve saf metan gazı kullanılarak KBB yöntemiyle KNT
sentezi konusunda literatürde bir çalışmaya rastlanmadığından mevcut çalışma yürütülmüştür. Bu çalışmada
Si altlık üzerinde saf metan gazı ile ön ısıtmalı ve ön ısıtmasız şartlarda sıcaklık ve büyüme
süresine bağlı olarak KNT sentez çalışmaları gerçekleştirilerek optimum sentez koşulları belirlenmiştir.
Ayrıca sentez prosesinin daha iyi anlaşılmasına ve C oluşum şartlarının öngörülmesine yardımcı olması
için termodinamik analiz yapılmış, Fe2O3-CH4 sistemi için muhtemel genel reaksiyon belirlenmiştir.
2. MALZEME VE YÖNTEM
Mevcut çalışmada kullanılan deney düzeneği (Şekil 1) esas olarak SiC ısıtıcı elementli sıcak cidarlı fırın,
kuvars tüp (20 mm çapında) ve gaz akış ölçerlerden oluşmaktadır. Deneysel çalışmada katalizör olarak

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Deneysel çalışmalar sonucunda elde edilen ürünlerin morfolojileri Taramalı Elektron Mikroskobu (SEM
Jeol 5600, FEG-SEM Jeol 6335F) ve Yüksek Çözünürlüklü Geçirim Elektron Mikroskobunda (HR-TEM
Jeol 2100) incelenmiştir. Termodinamik hesaplamalar Fe2O3-CH4 sisteminde serbest enerji minimizasyon
yöntemiyle [13] 1000- 1300 K sıcaklık aralığında yapılmıştır. Hesaplamalarda 40 gaz faz (ör. CH4,
CH3, C2H6) ve 6 katı faz (C, Fe, Fe3C, FeO, Fe2O3 ve Fe3O4) bileşenleri göz önüne alınmıştır.
3. BULGULAR
3.1. Ön ısıtılmamış metan gazı ile sentez çalışması
Ön ısıtılmamış metan gazı kullanılarak 1200 K’ de 30 dakika büyütme süresinde elde edilen numuneye
ait Şekil 2 (a-c)’ de verilen HR-TEM resimleri ürün morfolojisinin tüpsü yapıda olduğunu göstermektedir.
Şekil 2 (a)’ dan bazı tüplerin uçlarının açık (şekilde A ile gösterilmiş), bazılarının ise kapalı (B) olduğu
anlaşılmaktadır. Ayrıca, katalizörün, tüp içerisinde belirli bir yere kademeli olarak ilerlediği (C) ve yer
yer tüp içerisindeki partiküller arasında boşluk olduğu görülmektedir. Koyu renkli köşeli alanlar (D) sinterlenme
sonucu kabalaşmış partikülleri temsil etmektedir. Şekil 2 (b)’ de bazı tüplerde boğumlar (E)
görülmektedir. Şekil 2 (c), ucu kapalı bir tüpün HRTEM görüntüsünü sergilemektedir. Görüntü, tüpün tek
cidarlı değil çok cidarlı olduğunu (birden fazla grafit katman içerdiğini) açıkça ortaya koymaktadır.
Şekil 2. . Ön ısıtılmamış metan gazı kullanılarak 1200 K’ de 30 dak büyütme sonrasında
elde edilen ürünün HR-TEM görüntüleri.
Şekil 3 (a-c), 1200 K fırın merkez sıcaklığında, 15, 30 ve 60 dak büyütme sürelerinde sentezlenen
numunelerin altlık üzerindeki SEM görüntülerini göstermektedir. Şekilden görüldüğü üzere ürün morfolojileri
iç içe giren yumak şeklinde uzun (ör. 20 ∝m) nanotüplerden oluşmaktadır. Bu yapıların çapları süreye
bağlı olarak artmaktadır (Şekil 3 c). Ortalama tüp çaplarının 15 ve 30 dak’ lık büyütme sürelerinde
100 nm’ nin altında, 60 dak sonra ise ~250 nm civarında olduğu tespit edilmiştir.
Şekil 3. Ön ısıtılmamış metan gazı kullanılarak 1200 K’ de a) 15 dak, b) 30 dak, c) 60 dak’ da elde
edilen ürünlerin SEM görüntüleri ve d) ürünlerin tüp çap boyutuna büyütme süresinin etkisi.
848

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3.2. Ön ısıtılmış metan gazı ile sentez çalışması
1200 K’ deki fırın merkezinden geçirilen CH4’ ın fırının daha düşük sıcaklık bölgelerine (1050, 1100 ve
1150 K) yerleştirilmiş olan altlık üzerindeki katalizörle reaksiyona girmesi sonucu elde edilen ürünlerin
FEG-SEM resimleri Şekil 4 (a-ı)’ de verilmiştir. Ön ısıtılmamış metan gazı kullanılarak elde edilen ürünlerde
gözlenen morfolojilere benzer oluşumların ön ısıtılmış şartlarda da ortaya çıktığı tespit edilmiştir.
Ayrıca yer yer dallı fiberler morfolojide yer almaktadır (örneğin Şekil 4 (ı)’ da A ile işaretlenmiş alan).
Şekil 5’ te değişik süreler için büyütme sıcaklığının ürün çap boyutuna etkisi grafik halinde verilmiştir.
Şekil 4. Ön ısıtılmış (1200 K) metan gazı kullanılarak 1050 K (a-c), 1100 K (d-f), 1150
K (g-ı) büyütme sıcaklığında 15 dak (a,d,g), 30 dak (b,e,h) ve 60 dak (c,f,ı) büyütme
sonrası elde edilen numunelere ait FEG-SEM görüntüleri.
Şekil 5. Ön ısıtılmış (1200 K) metan gazı kullanarak değişik büyütme süreleri için
büyütme sıcaklıklarının tüp çap boyutuna etkisi.
849

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Grafikten görüldüğü üzere, artan büyütme sıcaklığı ve sürelerinde tüp çaplarında artış gerçekleşmiştir.
Çalışılan sıcaklıklarda 15 ve 30 dak süre sonunda tüp çapları 100 nm’ nin altındadır. Bu sürelerde
sentezlenen ürünlerin artan büyütme sıcaklığına bağlı olarak tüp çaplarındaki artış hemen hemen aynı
seviyededir. Ancak, çaptaki büyüme 60 dak için daha fazla olup 1050 K büyütme sıcaklığında ortalama
tüp çapı ~ 70 nm iken 1150 K’ de ise ~ 200 nm’ dir.
3.3. Termodinamik analiz
Fe2O3-CH4 sistemi için yapılan termodinamik hesaplamalar sonucunda elde edilen denge katı hal diyagramı,
denge durumunda oluşan ürünlerin (katı ve gaz) miktarları sıcaklık (1000-1300 K) ve C mol
kesrine (nC/(nFe+nC) bağlı olarak ifade Şekil 6(a-c)’ de grafikler halinde verilmektedir
Şekil 6. a) Sıcaklık ve C mol kesrine bağlı olarak denge katı hal diyagramı,
b) C mol kesrinin katı ürün % mol miktarlarına etkisi, c) ürünlerin kısmı basınçlarının C mol
kesri ile değişimi.
Şekil 6 a’ da verilmiş olan denge katı hal diyagramından görüldüğü üzere, tüm sıcaklıklar için, yaklaşık
0,25 C mol kesrine kadar artan CH4 ile sırasıyla Fe2O3+Fe3O4, Fe3O4, Fe3O4+FeO ve FeO
bulunmaktadır. Bu faz alanlarından sonra 1005-1300 K sıcaklık aralığında artan CH4 miktarıyla birlikte
FeO+Fe, Fe, Fe+Fe3C, Fe3C ve Fe3C+C faz alanları görülmektedir. Ayrıca, 1000 K’ de diğer sıcaklıklarda
bulunan faz alanlarına ek olarak FeO+Fe3C ikili faz ile FeO+Fe3C+Fe üçlü faz alanları oluşmaktadır.
Şekil 6 b, denge durumunda sistemde oluşan katı ürün % mol miktarlarına C mol kesrinin etkisini
göstermektedir. Grafikten, CH4 miktarı arttıkça ikili veya üçlü faz bölgelerinde ortaya çıkan yeni fazların
miktarı arttığı, mevcut olanın miktarının ise azaldığı görülmektedir.
Tek faz bölgelerinde ise ilgili bileşenin miktarı % 100 olmaktadır. Örneğin, Fe3C+C bölgesinde Fe3C faz
miktarı azalırken, ortaya çıkan C’ un miktarı artmaktadır. Sıcaklığın mol miktarlarına etkisi yaklaşık 0,74
C mol kesrine kadar görülmektedir. Ancak, bu değerden sonra esas itibarıyla etkisi olmamaktadır. Şekil
850

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
6 c verilen grafik ise Fe2O3-CH4 sisteminde 1000-1300 K aralığında bulunan 10 -5 atm’ den büyük olan
ürünlerin kısmi basınçlarının C mol kesri ile değişimini göstermektedir. Bu grafikten elde edilen önemli
sonuçlar sistem için şöyle özetlenebilir: H2O, CO2, H2, CO ve CH4 gaz fazının bileşenleridir. C mol kesri
arttıkça, H2O ve CO2’ in kısmi basınçları azalmakta, buna karşılık H2 ve CH4 kısmi basınçları yükselmektedir.
Yaklaşık 0,15 C mol kesri civarında CO ve H2’ e ait kısmı basınç eğrileri CO2 ve H2O eğrilerini
kesmektedir. Daha yüksek C mol kesirlerinde H2 ve CO kısmı basınçları diğer iki gaz bileşenine kıyasla
daha fazladır. Sabit C mol miktarı için sıcaklık arttıkça, CO2, H2O ve CH4 kısmı basınçları azalmaktadır.
Ayrıca, düşük kısmi basınçlara sahip tali gaz bileşenleri de (C2H4, H2CO, CH3, Fe(OH)2, H, HCO, HO)
sistemde bulunmaktadır.
Oluşan ürünlerin miktarları göz önüne alınarak olası kimyasal reaksiyonlar Fe2O3-CH4 sistemi için belirlenmiştir.
Fe2O3+Fe3O4 faz alanında gaz fazında CO2 ve H2O ana gaz bileşeni olarak yer almakta ve
artan CH4 miktarıyla Fe3O4 miktarı artmakta ve Fe2O3 miktarı azalmaktadır. Buna göre Fe2O3+CH4
sisteminde Fe3O4, CO2 ve H2O oluşumu için ana reaksiyon Denklem 1 ile ifade edilebilir.
6Fe2O3(k) + 1 /2CH4 ® 4Fe3O4(k) + H2O+ 1 /2CO2 (1000-1300 K için ∆G° r

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
nın parçalanma derecesini artırmak için gaz 1200 K’ de ön ısıtma işlemine tabi tutulduktan sonra daha
düşük sıcaklıklarda (1050-1150 K) altlık üzerinde C büyütme işlemleri yapılmıştır. Ön ısıtılmış CH4 gazı
kullanılarak gerçekleştirilen çalışmalarda, ürün morfolojisinin ön ısıtılmamış şartlardaki morfolojiyle aynı
olduğu belirlenmiştir. Artan sentezleme sürelerinde ise elde edilen ürünlerin morfolojik özellikleri değişmemiş,
sadece önceden oluşan tüp üzerinde pirokarbon birikmesi nedeniyle tüp çaplarında zamana
bağlı olarak artış meydana gelmiştir. Ancak, bu şartlarda (ön ısıtılmış), ön ısıtılmamış şartlara göre daha
düşük ortalama çaplara sahip tüpler sentezlenmiştir. Bu durum nispeten düşük büyütme sıcaklığından
kaynaklanmaktadır. HR-TEM analizi, sentezlenen tüplerin çok cidarlı olduğunu sergilemiştir. Cidar sayısı
katalizör partikülünün boyutlarıyla ilişkilendirilmektedir [15]. Mevcut çalışmada kullanılan Fe2O3
tozunun ortalama partikül boyutunun ~38 nm olması nedeniyle çok cidarlı nanotüpler elde edilmiştir.
Metal katalizör - altık etkileşimlerinin, büyüme mekanizmasında önemli rol oynadığı rapor edilmiştir [6].
Katalizör-altlık etkileşimi güçlü olduğunda karbon nano tüp, katalizör partikül tabanda kalacak şekilde
(kök büyüme modeli) büyümektedir. Altlık - katalizör etkileşimi zayıf olduğunda ise katalizör partikül,
oluşan karbon tüp tarafından altlıktan koparılarak tüpün ucunda büyümeyi teşvik etmektedir (uç büyüme
modeli) [15]. Mevcut çalışmada elde edilen morfoloji görüntülerinden bahsi geçen tüp büyüme modellerinden
genel olarak karbon nanotüplerin kök modeline göre büyüdüğü düşünülmektedir.
Fe2O3-CH4 sisteminde 1000-1300 K sıcaklık aralığında atmosferik basınç altında yapılan termodinamik
hesaplar, Fe2O3’ in saf CH4 atmosferi altında Fe’ e indirgendiğini ve artan CH4 miktarıyla serbest
C’ un da oluştuğunu göstermektedir. Termodinamik analiz, CH4 miktarı arttıkça katı fazdaki kimyasal
değişimlerin Fe2O3 Fe3O4 FeO Fe Fe3C Fe3C+C, şekilde olduğunu öngörmektedir.
Deneysel çalışmalar, serbest C’ un olduğu alan içinde kalacak şekilde (diyagramlarda sağ alt bölgede)
gerçekleştirilmiş olup çalışılan sıcaklıklarda katalitik etkiyle metanın parçalandığını deneysel çalışmalarda
teyit etmiştir.
5. SONUÇ
Fe2O3 tozu kullanılarak çok cidarlı C tüpler değişik sürelerde sentezlenmiştir. Deneysel bulgular, sıcaklık
ve süre arttıkça tüp çapının büyüdüğün1ü göstermiştir. Nano tüp sentezi için optim3um ş-artların
1200 K/1200 K/13,4 cm 3 .dak - /15-330 da1k, 1200 K/1050- 1150 K/13,4 cm .dak 1 /15-30 dak ve 1200
K/1050 K/13,4 cm .dak - /60 dak olduğu tespit edilmiştir. HR-TEM analizi, sentezlenen tüplerin ekseni
boyunca birbirine paralel grafit tabakalardan oluştuğunu sergilemiştir. Nanotüplerin muhtemel büyüme
mekanizmalarının elde edilen HR-TEM ve SEM görüntülerinden genel olarak kök büyüme mekanizmasına
göre gerçekleştiği sonucuna varılmıştır. Fe2O3-CH4 sisteminde yapılan termodinamik analiz,
artan CH4 miktarıyla Fe oksit®Fe®Fe3C®Fe3C+C dönüşümlerinin olduğunu göstermektedir. Ayrıca,
denge halindeki katı ve gaz fazlardaki CH4 miktarına bağlı olarak ortaya çıkan bileşim değişimlerinden
Fe2O3-CH4 sistemindeki muhtemel genel reaksiyon 3Fe2O3(k) + 12CH4 ® 2Fe3C(k) + C(k) + 9CO +
24H2 olarak belirlenmiştir.
TEŞEKKÜR
Bu çalışma, İ.Ü.Araştırma Projeleri Birimi tarafından 1459 numarası ile desteklenen proje ile M. C. Altay’
ın doktora tezinin bir bölümüdür.
KAYNAKLAR
1. Mamalis, A. G., Vogtländer, L. O. G., Markopoulos, A., “Nanotechnology and Nanostructured Materials:
Trends in Carbon Nanotubes”, Precision Engineering, 28, 16-30, 2004.
2. Paradise, M., Goswami, T., “Carbon Nanotubes - Production and Industrial Applications”, Materials
& Design, 28, 1477-1489, 2007.
3. Kuchibhatla, S. V. N. T., Karakoti, A. S., Bera, D., Seal, S., “One Dimensional Nanostructured Materials”,
Progress in Materials Science, 52, 699-913, 2007.
4. Delhaès, P., Fibers and Composites, Taylor & Francis, London, U.K., 2003.
5. Yang, P., The Chemistry of Nanostructured Materials, World scientific publishing, New Jersey,
U.S.A., 2003.
6. Dupuis, A. - C., “The Catalyst in the CCVD of Carbon Nanotubes - A Review”, Progress in Materials
Science, 50, 8, 929-961, 2005.
7. Mccaldin, S., Bououdina, M., Grant, D.M., Walker, G.S., “The Effect of Processing Conditions on Carbon
Nanostructures Formed on An Iron-Based Catalyst”, Carbon, 44, 2273-2280, 2006.
852

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
8. Schnitzler, M. C., Zarbin, A. J. G., “Utilization of Iron Oxide Film Obtained by CVD Process as Catalyst
to Carbon Nanotubes Growth”, Journal of Solid State Chemistry, 182, 2867-2872, 2009.
9. Singjai, P., Thongtem, T., Kumfu, S., Thongtem, S., “Synthesis of CNTs via Ethanol Decomposition
Over Ball-Milled Fe2O3 Coated Copper Sheets”, Inorganic Materials, 43, 2, 143-147, 2007.
10. Homma, Y., Kobayashi Y., Ogino, T., Takagi, D., Ito, R., Joon Jung, Y., Ajayan, P., M., “Role of Transition
Metal Catalysts in Single-Walled Carbon Nanotube Growth in Chemical Vapor Deposition”, The
Journal of Physical Chemistry B, 107, 12161- 12164, 2003.
11. Narkiewicz, U., Podsladyy, M., Jedrzejewski, R. J, Pelech, I., “Catalytic Decomposition of Hydrocarbons
on Cobalt, Nickel and Iron Catalysts to Obtain Carbon Nanomaterials”, Applied Catalysis A:
General, 384 , 27-35, 2010.
12. Kong, J., Cassell, A. M., Dai, H., “Chemical Vapor Deposition Of Methane for Single-Walled Carbon
Nanotubes”, Chemical Physics Letters, 292, 567-574, 1998.
13. Eroğlu, S., Bakan, H., “Chemical Vapor Reaction, Mo2C Powder Synthesis, Thermodynamic Analysis”,
Key Engineering Materials, 264-268, 121-124, 2004.
14. Yoon, S., Lim, S., Hong, S., Qiao, W., Whitehurst, D. D., Mochida, I., An, B., Yokogawa, K., “A Conceptual
Model for the Structure of Catalytically Grown Carbon Nano-Fibers”, Carbon, 43, 1828-1838,
2005
15. Ando, Y., Zhao, X., Sugai, T., Kumar, M., “Growing Carbon Nanotubes”, Materials Today, 7, 10,
22-29, 2004.
853

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
SINTERING and
SINTERING
ATMOSPHERES
www.turkishpm.org
854

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
INVESTIGATION OF POWDER INJECTION MOLDING STEATITE:
RHEOLOGY, DEBINDING AND SINTERING PARAMETERS
Levent URTEKİN *, İbrahim USLAN ** and Bedri TUÇ **
* Dumlupinar University, Department of Mechanical Engineering,Kutahya, TURKEY,
lurtekin@dpu.edu.tr
** Gazi University, Faculty of Technology, Department of Materials Technology, 06500, Ankara, Turkey,
iuslan@gazi.edu.tr , btunc@gazi.edu.tr
ABSTRACT
Steatite ceramics have been produced by dry pressing, extrusion, slip casting, wet pressing and injection moulding
methods. In this study, steatite samples were produced by powder injection moulding (PIM) using a feedstock
based on a polyethylene glycol (PEG), polypropylene (PP) and stearic acid (SA) formulation. Rheological experiments
are performed using a capillary rheometer on mixtures with 50-60 vol.% powder. A volume fraction of 58
vol.% shows the best properties and is used for injection moulding. Two procedures were used for debinding the
injection moulded samples, solvent and thermal methods. The solvent debinding is carried out at 60 0 C in water.
Thermal debinding parameters are deduced from thermogavimetric (TGA) analysis. Sintering is performed at 1200-
1300 0 C for 2-4 hours in air. The theoretical densities of 98-99% are realized. Furthermore, the porosity associated
with density changes was observed by electron microscopy.
Keywords: Powder Injection Molding, Rheolghy, Debinding
1. INTRODUCTION
There are many shaping method of ceramics such as slip casting, dry pressing, wet pressing, hot pressing, isostatic
pressing and injection molding. Powder injection molding is a method in which production of inorganic powder engineering
components is performed using injection molding equipments and debinding processes. If the used powder
is metallic, it is known as metal injection molding (MIM). On the other hand, if it is ceramic, it is named ceramic injection
molding (CIM) [1]. The application area of this method is fairly large. For examples, these areas are complex
shape, machine parts, small clock parts, robot arms, medicine equipment parts, tooth prosthesis, office equipments,
laboratory parts, engine parts of air space vehicle, printing circuits, automotive parts, hand equipments, cutting
tools, electric and electronic parts, gun parts, high temperature ceramics can be given as examples of PIM application
[2-3]. In 1999 the estimated market value of PIM system was found to be 664 million US dollars [4]. In 2003
value of PIM process market was 1 billion US dollars. It is estimated that PIM market will be 2 billion dollars until
2010 [5]. Today PIM process finds large application areas in USA, European countries, Israel, China and Indian.
Lately, PIM has been used in micro processing like as 400 nm alumina grains and 5 µm big parts. These dimensions
of PIM processing are useful for micro electromechanical systems (MEMs) and micro systems technologies
(MST). Both have a market value in the world with 68 billion US dollars [6]. Steatite is a natural mineral. Its formula
is (Mg(Si 4 O 10 )(OH) 2 ), magnesium silicate. Steatite ceramics can be produced by dry pressing, extrusion, casting
and semi wet pressing. Steatite, which has very good mechanical and electrical properties, can show high densities
when it is sintered. By these properties, steatite can be used as a good electric insulator in the electrical equipment
industry. Steatite has applications such as socket, control units, insulating bed, low voltage power protection and
plates. [7-8].
Karatas et al. [9] studied on rheology of prepared feedstock produced using steatite powder and polyethylene
based binders. Loebbecke et al. [10] this work focuses on the flow behaviour of alumina feedstocks with high solids
855

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
content, based on two different binder systems and two different alumina powders. By varying particle size, organic
binder system, and solids content, the rheological properties of the feedstocks were modified significantly. Vielma at
al [11]; in this experimental work, injection molding of alumina parts was performed with a developed binder system
based on high density polyethylene (HDPE), paraffin wax (PW) and stearic acid.
Rheological character was determined by torque rheometer and performed with alumina by 50-60 % in volume. The
flow type was pseudo-plastic and optimum flow occurred at 58 % alumina powder load by volume. 99 % therotica1
density was obtained by sintering at 600 0 C for 2 hours.
Soykan [12]; used 80-90 wt % talc, 10 wt % clay and 5-10 wt % flux mixture by adding TiN and barium carbonate to
this mixture. Clay provided mass formation, barium carbonate affected liquid flow during sintering. Sotomayor at al
[13] have studied rheological properties of binding system consisting of HDPE and paraffin wax, and stainless steel
powders produced with gas atomization method by using capillary rheometer.
The effects of powder loading and different powder distributions on rheological parameters were studied. In a study
by Ahn at al. [14], they have examined the combination of different binding systems under four main bases, First of
these is the rheological action of stainless steel with binders, the second is the feeding stock characteristics which
can be listed as shear speed, viscosity and injection pressure. The third is the relationship of powder-binder and the
fourth basis is carrying out the control of speed and powder-binder mixture depending on the shear speed.
In this study capillary rheometer trials were carried out for binding mixture that contains 50-60 % steatite powder
by volume for a temperature range of 170-220 0 C. The homogeneity of the mixture and optimum powder loading
were determined empirically. After performing injection molding debinding was carried out by two means – solvent
and thermal.
Selecting a multi-system binder, i.e. preferring binding system which consists of PEG/PP/SA, was due to avoiding
deformations that may occur during debinding. Debinding speed and temperature were determined by TGA. Sintering
was carried out 99% theoretical density was obtained for optimum sintering temperature of 1300 0 C at 4 hours
of waiting period. The rest of the paper is organized as follows: in Section 2, we will present experimental model
under study. In Section 3, we gave the experimental results. The conclusions of the research are summarized in
Section 4.
2. EXPERIMENTAL METHOD
Material: The used steatite powder was provided from Kale Chemical Co. Its composition is given in Table 1. Steatite
C221; optimum dielectrically property according to European Electro Technical Standard Institution (CENELEC)
norm as CEI 672-1. Sockets, insulating beds and low voltage power fuse are some usage areas of steatite. Table
2 shows some of their physical and mechanical properties. The particle size distribution is as follows: d10 = 0.74,
d50 = 3,96 and d90 = 15.92 µm.
Table 1. Composition of Steatite, wt.%
SiO MgO Al 2 O 3 CaO Fe 2 O 3 Na 2 O 3 + K 2 O tempering losses
60 30 2.5 1 1.5 0.5 4.5
Table 2. Properties of Steatite
porosity (%) 0
density, g/cm 3 2.7
hardness, Mohs 7-8
modulus of elasticity, MPa 110
tensile strength, MPa 50-51
* bending strength, MPa 124-140
compression strength, MPa 900
Feedstock: The evaluation of the feedstock rheological properties is based on the viscosity and its shear sensitivity
and temperature sensitivity [3]. Water based binder of composition (wt.%) 65% PEG 8000, 30% polypropylene (PP)
and 5% stearic acid (SA) were used to prepare feedstocks. Density of the binder mixture was 1.084 g/cm 3 .
856

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Rheology: Rheological evaluation serves as a quality control tool in a PIM operation. Maximum useful viscosity for
the mixture is 10 3 Pa.s at the molding temperature. [3].The rheological properties of the feedstocks were analysed
capillary rheometer. Then rheological properties of feedstock were measured at four temperatures from 170 ºC to
220 ºC.
Molding: The feedstock was molded Arburg Allrounder 220S injection molding machine in the PM Laboratory of
Gazi University. The molding parameters are shown in Table 3. Tensile and bending samples were produced under
the PIM parameters.
Bending
samples
Tensile
samples
Molding
pressure, bar
Holding
pressure, bar
Table 3. PIM operation parameters
Barrel temperature,
ºC
857
Feedstock
flow rate,
cm 3 /s
Mold
temperature,
ºC
Green
density
(%)
1000-1250 600 35-185-190-195-200 15 20 70
1350 600 35-190-195-200-205 17-25 20 72
Debinding: Debinding was performed into two ways. For PEG8000, distilled water was used as a solvent PP and
SA were debound using thermal method during the sintering. Moulded parts were immersed into distilled water at
60 °C for 24 h. The samples were oven dried at 50 °C for 5 h and weighed.
Thermal analysis methods are widely used in the ceramic industry for research and quality control purposes. Thermal
behavior and removal of the binders from the PIM feedstocks prepared were studied by TGA analysis. Heating
rate was 1 °C/min until 400 °C and holding time was 30 min. at this temperature for thermal debinding (pre-sintering).
Heating up rate was same to 550 °C, but the holding time was changed as 60 minutes at this temperature. Fig.
1 gives TGA analysis of the feedstock.
Fig. 1. Thermo-gravimetric analysis (TGA) of the feedstock
Sintering: Sintering process was carried out for different temperatures between 1200-1300 °C and different holding
times between 2-4 hours. Heating rate to sintering temperature and cooling rate to room temperature were same as
5 °C/min. Fig. 2 shows thermal debinding and sintering procedures.

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
3. EXPERIMENTAL RESULTS
Fig. 2. Pre-sintering and sintering processes
Powder additions to the binder raise the viscosity. Viscosity got over 10 3 Pa.s rapidly after 58 vol. % steatite loading
and critical solid loading was 60 vol. % as seen in Fig. 3. At 160-170 ºC, the viscosity values were over 10 3 Pa.s for
all feedstocks. The viscosity must be evaluated over the range of temperatures and shear rates expected during
molding.
Fig. 3. (a) Viscosity versus temperature (b) viscosity versus shear rate (pressure :1.36 MPa)
The melt volume index (MVI), defined as the extruded volume over 10 min., also illustrates that the critical solid
loading is 60 vol. % steatite. The mixture is not flowing above this loading ratio. Spiral and direct flow was observed
at 55-58 vol. % steatite loading. Loaded mass kept constant, the addition of steatite powder to the binder formulations
caused a decrease at the MFV values, as a result, increased the temperature required to achieve a good
capillary flow.
Burning was observed in feedstocks after 230 0 C (Fig 3.a). Shear rate increased when decreasing viscosity (Fig
3.b). This is known as pseudo plastic behavior. 10 2 -10 5 s -1 intervals are desired values for feedstocks. Viscosity
increased when the solid loading was increased. Viscosity was 800 Pa.s at 58 vol % solid loading. Capillary rheo-
858

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
logical tests were not achieved for 60 vol % solid loading because of high viscosity (Fig. 4.a) Melt volume index was
also higher at high temperatures than lower ones (Fig. 4.b).
Fig. 4. (a) Viscosity versus steatite loading (b) the melt volume index versus steatite loading
(pressure: 1.36 MPa )
About 90% of binder was successfully extracted by solvent debinding. Debinding rations of PEG in water by solvent
debinding process were approximately 90.7 %, 91.7 % and 92.17 % for bending, graded and tensile samples. The
remaining amount of binder (skeleton binder, PP, and lubricant, SA) was also burned by thermal debinding process
(pre-sintering). Fig. 5 shows debinding ratios in water by time for three different samples.
Fig. 5. Weight loss of steatite compact immersed in water for various extractive times
Densities of the bending and tensile samples were the lowest at 1200 °C and increased when the temperature
was increased (Fig. 6). Increasing has continued obviously until 1275 °C for different holding times. Any significant
change has not observed at temperatures above 1275 °C for 4h. Theoretical densities were 97 % and 98 % under
sintering conditions of 1250 °C for 4h and 1275 °C for 2h respectively. Maximum density values of the samples were
obtained at 1300 °C for 4h. After waiting for 4h at 1300 °C, the porosities were found close and density was found
maximum. Similar results were obtained for tensile samples.
859

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Fig. 6. Theorical densities of (a) three point and (b) tensile samples versus holding time at different sintering
temperatures
For 1300 °C for 4 h, maximum linear shrinkages of tensile and bending samples were 18.17 % and 18.18 %, respectively
(Fig. 7).
Fig. 7. Linear shrinkages of (a) three point (b) tensile samples versus sintering time for different holding times
Images obtained by SEM analyses are illustrated in Fig. 9. Sintered samples have open porosity at 1200 °C (Fig.
8.a). If sintering temperature was increased to 1300 °C, most of porosities were close and samples were near full
density (Fig. 8.b).
a) interconnected porosity (1200 0 C) b) surface contact (1300 0 C)
Fig. 8. Pore structure in sintering samples (SEM and Optic images)
860

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Graded and bending samples of green part, debinding and sintering are shown in Fig. 9.a and Figure 9.b, respectively.
Figure 9.c shows sintered tensile sample.
4. CONCLUSIONS
Fig. 9. Green, debinding and sintered samples
� Critical steatite solid loading with the PEG-based binder is 60 vol. %. Temperature ranges 170 to 200 °C are
suitable for molding of PEG-based feedstocks with steatite solid loadings 50, 55, 56 and 58 vol. %. The rheological
behavior of feedstock flow was found to be pseudo-plastic. In this behavior by increasing shear rate
viscosity is decreasing. This behavior is known the desired property.
� 90.7 % PEG for bending sample, 91.7% PEG for stepped sample and 92.17% PEG for tensile sample were
removed easily from system. When debinding, the possibility of distortion was decreased. The removal of
binder was different for each sample. The reason of this behavior was related with the dimensions and package
efficiency of samples.
0 � At 400 C, all binder was completely debinding for PEG/PP/SA with TGA method. Thermal debinding rate was
kept very small such as 1 0C/min. The maximum shrinkage was found to be 18.18%. After injection molding
green density was found 70-72%. The highest density (99 %) values were obtained by sintering this steatite
powder at 1300 ºC.
ACKNOWLEDGEMENTS
The authors are grateful to Prof. Dr. Suleyman SARITAS. The authors acknowledge the support of Gazi University
(DPT Projects No: 2001K120590 and 2003K120470) labs for facilitating the experimental studies.
REFERENCES
1. R.M. German, (in Turkish) editors: S. Sarıtas, et al., “Powder Mettalurgy”, First Press, 2007, Uyum Agency,
Ankara.
2. C. Karatas, “Rheology for feedstocks used powder injection moulding”, 1997, Ph.D. Thesis, Gazi University,
Ankara.
3. R.M. German, A. Bose, “Injection Molding of Metals and Ceramics”, 1997, Metal Powder Industries Federation,
New Jersey.
861

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
4. P.A. Hauck, “Powder Injection Molding: Current and long term outlook”, Int. J. Powder Metallurgy, 2000, vol.
36, no. 3, pp. 29-30.
5. C. Karatas and S. Sarıtas, “Powder Injection Molding: A high technology manufacturing process”, Journal of
The Faculty Engineering And Architecture of Gazi University, 1998, vol.13, no. 2, pp. 193.
6. R. Zauner, “Micro Powder Injection Moulding“, Microelectronic Engineering, 2006, vol. 83, pp. 1442-1444.
7. L. Urtekin “Investigation of the effect of molding and sintering parameters on properties of powder injection
molded steatite ceramics”, 2008, Ph.D. Thesis, Gazi University, Ankara.
8. L. Urtekin, I. Uslan, and B. Tuc “Investigation of Properties of Powder Injection-Molded Steatites”, Journal of
Materials Engineering and Performance, DOI: 10.1007/s11665-011-9901-8.
9. C. Karatas, A. Kocer, H.I. Unal, S.Sarıtas, “Rheological Properties of Feedstocks Prepared with Steatite Powder
and Polyethylene-Based Thermoplastic Binders”, J. Materials Processing Technology, 2004, vol. 152, no.
1, pp. 77-83.
10. B. Loebbecke, R. Knitter, J. Haußelt, “ Rheological properties of alumina feedstocks for the low-pressure injection
moulding process” Journal of the European Ceramic Society, 2009, vol. 29, no. 9, pp 1595-1602.
11. P. T. Vielma, A. Cervera, B. Levenfeld, A. Várez, “ Production of alumina parts by powder injection molding with
a binder system based on high densitypolyethylene”, Journal of the European Ceramic Society, 2008,vol. 28,
no. 4, pp 763-771.
12. H.S. Soykan, “Low-temperature fabrication of steatite ceramics with boron oxide addition”, Ceramics International,
2007, vol. 33, pp. 911-914.
13. M.E. Sotomayor, A. Várez, B. Levenfeld, “ Influence of powder particle size distribution on rheological properties
of 316 L powder injection moulding feedstocks” Powder Technology, 2010, vol. 200, no. 1-2, pp. 30-36.
14. S Ahn, S. J. Park, S. Lee, S. V. Atre, R. M. German
Effect of powders and binders on material properties and molding
parameters in iron and stainless steel powder injection molding process
Powder Technology, 2009, vol. 193, no. 2, pp 162-169
15.
B.C. Mutsuddy and R.G. Ford, “Ceramic Injection Molding”, 1995, U.S.A.
862

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
SİNTERLEME SICAKLIĞI VE SÜRESİNİN YÜKSEK ORANDA GÖZENEK
İÇEREN DEMİR ESASLI KOMPAKTLARIN BASMA MUKAVEMETİNE ETKİSİ
Nuray BEKÖZ*, Enver OKTAY*
* İstanbul Üniversitesi Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, Avcılar, İstanbul.
e-mail : nbekoz@istanbul.edu.tr, oktay@istanbul.edu.tr
ÖZET
Bu çalışmada; toz metalurjisindeki boşluk yapıcı tekniği kullanılarak yüksek oranda gözenek içeren demir esaslı
kompaktlar üretilmiştir. Boşluk yapıcı malzeme olarak 0,71-1,00 mm partikül boyut aralığına sahip düzensiz şekilli
karbamit, ön alaşımlı Distaloy AB demir tozuyla kaplanmış ve 200 MPa basınç altında tek yönlü preslenerek çapı
12 mm yüksekliği yaklaşık 18 mm olan ham kompaktlar elde edilmiştir. Ham kompaktlar içerisindeki karbamitin
%95’i oda sıcaklığında suda çözündürülerek uzaklaştırılmıştır. Ham kompaktlar hidrojen atmosferi altında 1150
°C ile 1200 °C de 60 dakika ve 1200 °C de 120 dakika sinterlenmişlerdir. 60 dakika sinterleme süresi için sinterleme
sıcaklığının 1150 °C’den 1200 °C’ye çıkarılması kompaktların maksimum basma mukavemetini %41 oranında
arttırmıştır. Fakat 1200 °C’de 120 dakika sinterlemenin yüksek oranda gözenek içeren demir esaslı kompaktların
basma mukavemeti üzerine az bir etkisi olmuştur. Bulgular sinterlenmiş kompaktlardaki gözeneklerin küresel çap
ve küresellik değerleri ışığı altında tartışılmıştır.
Anahtar kelimeler: Gözenekli malzemeler, boşluk yapıcı, sinterleme, basma mukavemeti, küresellik, küresel çap.
EFFECT OF SINTERING TEMPERATURE AND TIME ON THE
COMPRESSIVE STRENGTH OF HIGHLY POROUS IRON BASED
COMPACTS
ABSTRACT
In this study; highly porous iron based compacts were manufactured using the space holder technique in powder
metallurgy. Carbamide which had a particle size distribution in the range 0.71-1.00 mm with an irregular shape were
covered with pre- alloyed Distaloy AB iron powder and pressed uniaxially at 200 MPa to obtain cylindrical compacts
having a diameter of 12 mm and height of about 18 mm. About 95% of the carbamide was removed from the compacts
by water leaching at room temperature. The compacts were sintered at 1150 °C and 1200 °C for 60 minutes
and at 1200 °C for 120 minutes under hydrogen atmosphere. For 60 minute sintering time, raising the sintering
temperature from 1150 °C to 1200 °C increased the compressive strength values of the compacts about 41%. But,
sintering at 1200 °C for 120 minutes made a small contribution to compressive strength values of the compacts. The
findings were discussed in light of spherical diameter and sphericity values of the pores.
Keywords: Porous materials, space holder, sintering, compressive strength, sphericity, spherical diameter.
1. GİRİŞ
Sürekli gelişen ve değişen teknolojinin bir sonucu olarak kullanılan malzeme türlerinde ve özelliklerinde de ilerlemeler
kaydedilmektedir. Gözenekli malzemelerin ortaya çıkışı hem hafif hem de mukavemetli malzemelere duyulan
ihtiyacın artmasına dayanmaktadır. Yeni bir mühendislik malzeme sınıfı olan köpüksü metaller; düşük yoğunluğa,
bükülmeye karşı dirence, yüksek enerji sönümleme kabiliyetine, sesi emme özelliğine, düşük ısı ve elektrik iletkenliğine
sahiptirler. Enerji tüketiminin azalmasına olanak veren hafif yapılar aynı zamanda çevreye duyarlı yeni bir malzeme
grubu olarak da dikkat çekmektedir [1-3]. Köpüksü metaller; sıvı hal köpüklendirmesi, gaz hapsetme, çamur
863

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
köpüklendirme, metalik boş küre kullanarak köpüklendirme, döküm, çöktürme- kaplama, gaz-ötektik dönüşümü ve
toz metalurjisi yöntemleri ile üretilmektedir. Boşluk yapıcı kullanılarak toz metalurjisi yöntemiyle gözenekli malzeme
üretimi; gözenek özelliklerinin, malzeme şeklinin ve mekanik özelliklerinin kontrolünde diğer yöntemlere göre sağladığı
birçok üstünlükten dolayı son yıllarda kullanılan bir yöntem olarak karşımıza çıkmaktadır. Kullanılacak boşluk
yapıcı, malzemenin içerisinde kalıntı bırakmadan kolayca atılabilmeli ve metalle reaksiyona girmemelidir. Karbamit,
hem termal hem de suda çözündürülerek yapıdan uzaklaştırılabildiğinden; alüminyum, titanyum, paslanmaz çelik,
nikel ve bunların alaşımlarından metalik köpük üretiminde son yıllarda başarılı olarak kullanılmaktadır [4-6].
Sinterleme sıcaklığı ne kadar yüksek olursa ham kompakt içerisindeki toz partiküllerin de arzu edilen derece bir
bağlanma elde etmek için gereken süre o kadar kısa olur. malatçı açısından kısa sinterleme süreleri daha çok tercih
edilir. Ancak yüksek sinterleme sıcaklıkları sinter fırını bakım maliyetleri açısından ekonomik değildir. Demir esaslı
alaşımlar için en yaygın sinterleme koşulları 1120-1150 °C’dir. Uygulamaya bağlı olarak sinterleme süresi 15-60
dakika arasında değişir [7]. Ancak toz metalurjisi yöntemiyle yüksek oranda gözenek içeren malzeme üretiminde
düşük presleme basıncından kaynaklanan kısmi sinterleme yüksek sinterleme sıcaklığı ve süresiyle iyileştirilebilir
[8-12].
Açık gözenek yapısı malzemenin dayanımını düşürmesine karşın yüksek oranda ısı taşınımını mümkün kılan özelliğinden
dolayı yüksek güç üreten cihazlarda etkili bir soğutucu mekanizma olarak, yüksek hızda ve titreşim frekansında
çalışan makine parçalarında akustik soğurma sağlamak amacıyla ve kimyasal reaktörlerde katalizör taşıyıcı
olarak kullanım alanı bulmaktadır. Mo ile ön alaşımlandırılmış demir tozlarından üretilen gözenekli malzemeler;
yüksek sıcaklığa ve ısıl şoklara karşı dayanıma sahip olmasından dolayı ısı kalkanı olarak ısı yalıtımı ve soğutma
sistemlerinde, yanma motorlarının yüksek sıcaklığa maruz kalan çıkış yerlerinde kullanım potansiyeline sahiptir
[1-3, 13].
Literatürde; Distaloy AB tozundan hareketle boşluk oluşturucu kullanılarak toz metalurjisi yöntemiyle köpüksü metal
üretimine yönelik bir çalışma bulunmamaktadır. Bu çalışmada, toz metalurjisi yöntemiyle Distaloy AB tozundan yüksek
oranda gözenek içeren numuneler üretilerek; farklı sinterleme sıcaklığı ve süresinin basma davranışı üzerine
etkisi gözeneklerin küresel çap ve küresellik değerleri ışığı altında tartışılmıştır.
2. MALZEME VE YÖNTEM
Deneylerde; Höganäs firması tarafından atomizasyon yöntemi ile üretilmiş ortalama tane boyutu 112 µm olan düzensiz
şekilli ön alaşımlı Distaloy AB demir tozu kullanılmıştır. Ham mukavemeti arttırmak amacıyla bağlayıcı olarak
kullanılan parafin Merck firmasından temin edilmiş olup 46-48 ºC arasında erime sıcaklığına sahiptir. Boşluk yapıcı
olarak; +710-1000 µm boyut aralığına sahip düzensiz şekilli teknik safiyette karbamit kullanılmıştır. Karbamitin
yoğunluğu; 1,34 g/cm 3 , erime sıcaklığı 133 ºC ve 20 ºC sıcaklıktaki suda çözünürlüğü 108 g/mL’dir. Deneysel çalışmada
kullanılan ön alaşımlı demir tozunun kimyasal bileşimi Tablo 1’de verilmektedir.
Tablo 1 : Ön alaşımlı demir tozunun kimyasal bileşimi [14].
Şekil 1-(a)’da atomizasyon yöntemiyle üretilmiş ön alaşımlı Distaloy AB tozunun Şekil 1-(b)’de düzensiz şekilli karbamitin
Taramalı Elektron Mikroskobu (SEM) görüntüleri verilmiştir.
Şekil 1 : Deneysel çalışmada kullanılan (a) Distaloy AB tozunun ve (b) karbamitin SEM görüntüsü
864

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Toz metalurjisi yöntemi ile köpüksü metal üretiminin temel işlem adımları; metal tozunun bağlayıcı ile karıştırılması,
karbamit yüzeyinin metal tozuyla kaplanması, presleme, ham numunelerden karbamitin uzaklaştırılması ve sinterlemedir.
Ham numunelerin mukavemetinin arttırılması amacıyla bağlayıcı olarak ağ.%3 oranında hazırlanan parafin çözeltisi,
ön alaşımlı demir tozuna hac.%2 oranında katılarak oda sıcaklığında 30 dakika karıştırılmıştır. Karışıma;
hac.%80 oranında karbamit ilave edilip turbula tipi karıştırıcıda 1 saat süre ile karıştırma sonucu, karbamit parçacıkları
demir tozları ile kaplanmışlardır.
Demir tozlarıyla kaplanmış karbamitin çelik bir kalıp içerisinde 200 MPa basınç altında tek yönlü preslenmesiyle 12
mm çapında ve yaklaşık 18 mm yüksekliğinde silindirik numuneler elde edilmiştir. Ham numunelerdeki karbamitin
yaklaşık %98’i saf su banyosunda 3 saatte gider3ilmiştir. Üretilen ham numunelerin yoğunlukları kütle/hacim ilişkisinden
2,20 g/cm olarak belirlenmiştir.
Numuneler içerisinde kalan az miktardaki karbamit ile bağlayıcı olarak kullanılan parafinin termal olarak giderilmesi
ve sinterleme işlemi seramik bir boruya sahip Lenton marka fırında yapılmıştır.
Numuneler; ortamdan N2 gazı geçirilerek önce 5 ºC/dak. ısıtma hızıyla 400 °C’ye ısıtılmış ve bu sıcaklıkta 30 dakika
tutulmuş daha sonra ortamdan yüksek safiyette H2 gazı geçirilerek 10 ºC/dak. ısıtma hızıyla; 1150 °C ile 1200 °C
de 60 dakika ve 1200 °C de 120 dakika sinterlenmişlerdir.
Sinterlenmiş numunelerin yoğunlukları, açık ve kapalı gözenek oranları Arşimed Yöntemi’ne göre belirlenmiştir.
Açık ve kapalı gözenek oranlarını belirlemek için numuneler 150 °C’de kaynayan parafin içerisinde 1,5 saat bekletilerek
parafinin gözeneklere emdirilmesi sağlandıktan sonra numunelerin ağırlık ölçümleri gerçekleştirilmiştir.
Numunelerin görüntü analizleri Jeol JSM-5600 Taramalı Elektron Mikroskobunda yapılmıştır. Sinterlenmiş numunelerdeki
gözeneklerin küresel çap ve küresellik dağılımları; Clemex Vision PE-4.0 görüntü analiz programı kullanılarak
SEM resimleri üzerinde belirlenmiştir.
Basma testleri, boy/çap oranı 1,5 olan numuneler üzerinde, ZWICK marka Z 050 PROLINE model mekanik test
cihazında oda sıcaklığında 0,5 mm/dak. basma hızıyla gerçekleştirilmiştir. Gerilme-%şekil değişim grafikleri ve
hesaplamalar, Test-Xpert programının V11-02 versiyonu kullanılarak elde edilmiştir.
3. SONUÇLAR VE DEĞERLENDİRME
2,20 g/cm 3 ham yoğunluktaki numunelerin; 1150 °C’de 60 dakika, 1200 °C’de 60 dakika ve 1200 °C’de 120 dakika
sinterlenmesi sonucu hacimsel çekmeleri sırasıyla; %6,41, %6,62 ve %6,68 olarak gerçekleşmiştir. Artan sinterleme
sıcaklığı ve süresi tüm numunelerde hacimsel çekmeyi arttırmıştır. Sinterleme sıcaklığının hacimsel çekme üzerine
etkisinin sinterleme süresinden daha fazla olduğu belirlenmiştir. Sinterlenmiş numunelerin Arşimed Yöntemi’ne
göre belirlenen yoğunlukları, toplam, açık ve kapalı gözenek oranları sinterleme sıcaklığı ve sürelerine göre Tablo
2’de verilmiştir.
Tablo 2 : Arşimed Yöntemi’ne göre belirlenen yoğunluk, toplam, açık ve kapalı gözenek oranları
Sinterlenmiş numunelerin toplam gözenek oranı hedeflenen gözenek oranından (hac.%80) düşük çıkmıştır. Artan
sinterleme sıcaklığı ve süresi ile kapalı gözenek oranı bir miktar artmıştır. Azalan sinterleme sıcaklığı kısmi sinterlemeden
dolayı açık gözenek oranını bir miktar arttırmıştır.
Şekil 2-(a)’da 1150 °C’de 60 dakika, (b)’de 1200 °C’de 60 dakika ve (c)’de 1200 °C’de 120 dakika sinterlenen numunelerin
SEM fotoğrafları verilmiştir.
865

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 2 : (a) 1150 °C’de 60 dakika, (b) 1200 °C’de 60 dakika ve (c) 1200 °C’de 120 dakika sinterlenen
numunelerin SEM görüntüleri
Şekil 2’de verilen SEM fotoğraflarında belirgin bir şekilde köpüksü yapının oluştuğu görülmektedir. Gözenekler
birbirlerinden hücre duvarlarıyla ayrılmışlardır. Yapılarda çatlak oluşumlarına rastlanmamış ancak mikro gözenekler
bulunmaktadır. Gözenek morfolojisinin karmaşık olması kullanılan karbamitin düzensiz şekilli olmasından ileri
gelmektedir.
Şekil 3’de; farklı sıcaklık ve sürelerde sinterlenmiş numunelerdeki gözeneklerin küresel çap ve küresellik dağılımları
verilmiştir.
Şekil 3 : (a) ve (b) 1150 °C’de 60 dakika, (c) ve (d) 1200 °C’de 60 dakika ve (e) ve (f) 1200 °C’de 120 dakika
sinterleme sonrası numunelerdeki gözeneklerin küresel çap ve küresellik dağılımları
Küresel çap ve küresellik dağılımları; numunelerin farklı sıcaklık ve sürede sinterlenmesine göre değişiklik göstermektedir.
Sinterleme sıcaklığının 1150 °C’den 1200 °C’ye yükselmesi ile gözeneklerin maksimum ve ortalama
küresel çapları sırasıyla; 1026,2 µm’den 991,2 µm’ye ve 608,7 µm’den 586,5 µm’ye azalmış, küreselliği 0,54’den
0,56’ya artmıştır. Ancak artan sinterleme süresiyle ortalama gözenek boyutları ve küresellik değerlerinde kayda değer
farklılıklar olmamıştır. 1150 °C’de 60 dakika sinterleme ile üretilen numunelerdeki gözeneklerin %50’si 400-800
µm boyut aralığına sahipken, 1200 °C’de 60 ve 120 dakika sinterleme ile üretilen numunelerdeki gözeneklerin yaklaşık
%60’ı 400-800 µm boyut aralığına sahiptir. Boşluk yapıcı olarak kullanılan karbamitin başlangıçta maksimum
ve ortalama küresel çapları ve küresellik değerleri sırasıyla; 996,7 µm, 812,6 µm ve 0,66’dır. Başlangıçta kullanılan
karbamite göre tüm numunelerde sinterleme sonrası gözeneklerin oratalama küresel çapları ve küresellikleri azalmıştır.
Bu durum, sinterlemeden dolayı gözenek duvarlarında çekmenin baskın olmasından kaynaklanmaktadır.
Maksimum gözenek boyutunun kullanılan karbamitin boyutundan büyük olması gözeneklerin birbirleriyle bağlantı
kurmasından kaynaklanmaktadır.
Şekil 4’de farklı sinterleme sıcaklığı ve süresinde sinterlenmiş numunelerin gerilme- %şekil değişim eğrileri verilmiştir.
866

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 4 : Farklı sinterleme sıcaklığı ve süresinde sinterlenmiş ve yaklaşık %70 gözenek
içeren numunelere ait basma eğrileri
Bu eğriler köpüksü metallerin tipik basma davranışını yansıtmaktadır. Her bir eğri elastik bir bölgeye, uzun bir plato
bölgesine ve gerilmenin hızla arttığı yoğunlaşma bölgesine sahiptir. Elastik bölgeden sonra numunelerde meydana
gelen yoğun gözenek duvarı kırılması nedeniyle; gerilmede ani düşüşler gerçekleşmiştir. 1150 °C’de 60 dakika,
1200 °C’de 60 dakika ve 1200 °C’de 120 dakika sinterleme sonrası numunelerin maksimum basma mukavemeti
sırasıyla; 17 MPa, 24 MPa ve 25 MPa olarak belirlenmiştir. Artan sinterleme sıcaklığı maksimum basma mukavemetini
bir miktar arttırmış ancak artan sinterleme süresi maksimum basma mukavemetinde az bir artışa neden
olmuştur. 60 dakika sinterleme süresi için sinterleme sıcaklığının 1150 °C’den 1200 °C’ye çıkarılması kompaktların
maksimum basma mukavemetini %41 oranında arttırırken; 1200 °C sinterleme sıcaklığında sinterleme süresinin 60
dakikadan 120 dakikaya çıkarılması kompaktların maksimum basma mukavemetini %4 oranında arttırmıştır. 1150
°C’de 60 dakika, 1200 °C’de 60 dakika ve 1200 °C’de 120 dakika sinterleme sonrası numunelerin elastisite modülleri
sırasıyla; 0,47 GPa, 0,68 GPa ve 0,71 GPa olarak belirlenmiştir. Artan sinterleme sıcaklığı ve süresiyle elastisite
modülleri bir miktar artmıştır. Sinterleme sıcaklığı ve süresinin artmasının yoğunlaşmanın başladığı şekil değişimi
üzerine belirgin bir etkisi olmamıştır. Aly yaptığı çalışmada [13], ticari isimleri Distaloy SA ve Astaloy Mo olan ön
alaşımlı demir tozlarına çamur köpüklendirme prosesi uygulamış ve ürettiği3 ham numuneleri 1170 °C’de 90 dakika
sinterlemişdir. Yoğunlukları 1,3 ile 2,0 g/cm arasında olan köpüksü metallerin maksimum basma mukavemetini 5-15
MPa arasında, yoğunlaşmanın başladığı şekil değişimlerini %50-60 arasında bulmuştur. Bu yöntemin dezavantajı
yapıda çatlak oluşumunun sıkça gerçekleşmesidir. Bram ve diğerleri [8], Park ve Nutt [9], Tuncer ve Arslan [10] ile
Ahmed ve diğerleri [11] toz metalurjisi yöntemiyle boşluk yapıcı kullanarak yüksek oranda gözenek içeren metal
üretiminde; gözenek miktarı, iç yapı ve basma davranışı gibi özelliklerin boşluk yapıcı miktarı ve şekli ile başlangıç
toz boyutunun yanı sıra sinterleme sıcaklığı ve süresi gibi parametrelerle kontrol edilebileceğini belirtmişlerdir.
Jiang ve diğerleri [12], artan sintreleme sıcaklığı ile tozlar arasında bağlanmanın iyileşerek basma mukavemetini
arttırdığını tespit etmişlerdir.
Artan sinterleme sıcaklığı, yüksek oranda gözenek içeren Distaloy AB numunelerinde daha fazla hacimsel çekme
ve yoğunlaşmaya neden olmaktadır. 1200 °C’de 60 dakika sinterleme yerine 120 dakika sinterlemenin hacimsel
çekme ve yoğunlaşma üzerine önemli bir etkisi olmamaktadır. Sinterleme sıcaklığının artmasıyla numunelerdeki
gözeneklerin küresellik değerleri artmış, ortalama gözenek boyutları azalmıştır. Ancak artan sinterleme süresi ile
gözenek boyutları ve küreselliklerde çok az değişiklik meydana gelmiştir. Numunelerin maksimum basma mukavemetlerinde
meydana gelen artış; gözenek duvarlarındaki kısmi sinterleşmenin yol açtığı mikro gözeneklerin azalması
sonucu gözeneklerin küresel çaplarının azalması ve küreselliklerinin artmasıyla mümkün olmuştur.
TEŞEKKÜR
Bu çalışma T-1431 proje numarasıyla stanbul Üniversitesi Bilimsel Araştırma Projeleri Birimi tarafından desteklenmiştir.
KAYNAKLAR
1. BANHART, J., Manufacture, Characterisation and Application of Cellular Metals and Metal Foams, Progress in
Materials Science, 46, 559-632, 2001.
2. KREMER, K., LISZKIEWICZ, A., ADKINS, J., Development of Steel Foam Material and Structures, Technology
Roadmap Program 9913 Final Report, The United States Department of Energy and American Iron and
867

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Steel Institute, 2004.
3. BANHART, J., Properties and Applications of Cast Aluminium Sponges, Advanced Engineering Materials,
4:188-191, 2000.
4. BAKAN, H.I., A Novel Water Leaching and Sintering Process for Manufacturing Highly Porous Stainless Steel,
Scripta Materialia, 55, 203-206, 2006.
5. WEN, C.E., MABUCHI, M., YAMADA, Y., SHIMOJIMA, K., CHINO, Y., ASAHINA, T., Processing of Biocompatible
Porous Ti and Mg, Scripta Materialia, 45, 1447-1153, 2001.
6. ZHAO, Y.Y., SUN, D.X., A Novel Sintering-Dissolution Process for Manufacturing Al Foams, Scripta Materialia,
44, 105-110, 2001. 7. HÖGANÄS HANDBOOK-6, Sintering, Sweden, 2004.
8. BRAM, M., STILLER, C., BUCHKREMER, H.P., STOVER, D., BAUR, H., High Porosity Titanium, Stainless
Steel and Superalloy Parts, Advanced Engineering Materials, 2, 196-199, 2000.
9. PARK, C., NUTT, S.R., PM Synthesis and Properties of Steel Foams, Materials Science and Engineering,
A288, 11-18, 2000.
10. TUNCER, N., Metalik Köpük Malzemelerin Üretimi ve Karakterizasyonu, Yüksek Lisans Tezi, Anadolu Üniversitesi
Fen Bilimleri Enstitüsü, 2006.
11. AHMED, Y.M.Z, RIAD, M.I., SAYED, A.S., AHLAM, M.K., SHALABI, M.E.H., 2006, Correlation Between Factors
Controlling Preparation of Porous Copper via Sintering Technique Using Experimental Design, La-Metallurgia
Italiana, 41-46, 2006.
12. JIANG, B., ZHAO, N.Q., SHI, C.S., LI, J.J, Processing of Open Cell Aluminum Foams with Tailored Porous
Morphology, Scripta Materialia, 53, 781-785, 2005.
13. ALY, S.M., High Temperature Mechanical Properties of Cast as well as Powder Metallurgical Manufactured
Metallic Foams, Doctorate Thesis, Stipendiat am Institut für Eisenhüttenkunde, Aachen, Deutschland,
2004.
14. HÖGANÄS-A.B., Höganäs Iron and Steel Powders for Sintered Components, Sweden, 1996.
868

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
42CrMo4 ÇELİĞİNİN KIVILCIM PLAZMA SİNTERLEME YÖNTEMİ İLE
YOĞUNLAŞTIRILMASI
Rıdvan YAMANOĞLU*, william BRADBURY**, Eugene OLEVSKY**, Randall M. GERMAN**
*Kocaeli Üniversitesi, Mühendislik Fakültesi, Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü, 41380, Kocaeli,
ryamanoglu@kocaeli.edu.tr
**San Diego State Üniversitesi, Makine Mühendisliği Bölümü, 92182-1323, San Diego, California, USA,
wbradbur@gmail.com, eolevsky@mail.sdsu.edu, rgerman@mail.sdsu.edu
ÖZET
Bu çalışmada, 42CrMo4 çeliğinin kıvılcım plazma sinterleme (SPS, Spark Plasma Sintering) yöntemi ile yoğunlaştırılması
incelenmiştir. Üretilen tozlar farklı sıcaklık, süre ve özellikle etkili ısıtma hızı değişimleri altında sinterlenmiş
ve proses parametrelerinin sinterleme karakteristiği üzerine etkileri saptanmıştır. Elde edilen kompaktların yoğunlukları,
mikroyapısal karakteristikleri ve sertlikleri incelenerek sonuçlar değerlendirilmiştir. Mikroyapısal özelliklerin
tayininde optik ve taramalı elektron mikroskobu kullanılmıştır. 42CrMo4 çeliği için elde edilen en yüksek yoğunluk
değerine ( % 99,2) 1000 o C’de 7 dakika bekleme süresi ve dakikada 200 o C ısıtma hızı ile ulaşılmıştır.
Keywords: Kıvılcım Plazma Sinterleme, 42CrMo4 Çeliği, Mikroyapısal Karakterizasyon
CONSOLIDATION OF 42CrMo4 STEEL BY SPARK PLASMA SINTERING
ABSTRACT
In the current study, a 42CrMo4 steel powder was consolidated by spark plasma sintering. The effect of processing
parameters on the sintering characteristics was determined through variation of temperature, holding time and
particularly heating rate conditions. Sintered samples were characterized in terms of relative density, microstructure
and hardness. Optical and scanning electron microscopy was used to examine the microstructural characteristics.
The 42CrMo4 steel powders were successfully sintered to 99.2 % density at 1000 o C for 7 minutes using 200 o C/
min. heating rate.
Keywords: Spark Plasma Sintering, 42CrMo4 Steel, Microstructural Characterization
1. GİRİŞ
Çeliklerin sinterlenmesi üzerine bir çok çalışma yapılmaktadır. Özellikle Cr içerikli çeliklerin sinterlenmesinde kromun
oksidasyona yatkınlığı nedeniyle oluşan oksit tabakası sebebiyle sinterleme oldukça zor olmaktadır. Bu nedenle
sinterlenemenin atmosfer kontrollü bir ortamda yapılması gerekmektedir [1]. Bu çalışmada da kıvılcım plazma
sinterleme yöntemi yoluyla vakum altında Cr içerikli 42CrMo4 çeliği yoğunlaştırılmıştır.
42CrMo4 çeliği orta karbonlu düşük alaşımlı çelikler gruba girer. Isıl işleme oldukça yatkın olan bu çelik özellikle
yüksek mukavemet gerektiren uygulamalarda tercih edilir [2]. Krom ve molibden içeriği sırasıyla % 0.030-1.20 ve
% 0.08-0.35 arasında değişir. Krom oksidasyon ve korozyon direncini, sertleşebilirliği ve yüksek sıcaklık mukavemetini
arttırır. Aynı şekilde molibdende mukavemeti artırır, sertleşebilirliği kontrol eder ve temper kırılganlığına
yatkınlığı azaltır. % 0.40 karbon içeren 42CrMo4 çeliği en yaygın kullanılan çeliklerden birisidir ve oldukça yüksek
çekme mukavemet değerlerine sahiptir [3-4].
869

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Kıvılcım plazma sinterleme tekniği prensip olarak genellikle bir grafit kalıp ve zımbalar içerisinde bulunan metal
veya seramik tozunun, yüksek akım yoğunluğundaki doğru akım ile ısıtılması esasına dayanır. Üst ve alt zımbalardan
kalıp boyunca akan akım (tipik olarak birkaç 1000 A ve birkaç V) eğer sinterlenecek toz malzemede iletken
ise malzemenin içinden de akarak devre tamamlanmış ve SPS prosesi ile toz partikülleri arasındaki boşluklarda
yüksek enerji akışı üretilmiş olur. Bu yöntem sahip olduğu yüksek ısıtma hızları nedeniyle oldukça fazla avantaja
sahiptir. [5-9].
2. DENEYSEL ÇALIŞMA
Kocaeli Üniversitesi Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Bölümü’nde plazma destekli dönel elektrot yöntemi (PREP,
Plasma Rotating Electrode Process) ile üretilen 42CrMo4 çeliği tozlarının kimyasal bileşimi Çizelge 1’de, tarama
elektron mikroskobu görüntüsü ise Şekil 1’de verilmiştir. Tozlar üretim yönteminin doğası gereği uçuşları sırasında
yeterli süreyi bulup küreselleşerek katılaşmalarını tamamlamışlardır. Aynı tozların dağlanmış halde kesit mikroyapılarının
görüntüleri Şekil 2’de verilmiştir. Geleneksel döküm teknikleri ile üretimin aksine toz metalurjik yöntemle
üretilen tozlar yüksek soğuma hızları sayesinde martenzitik dönüşüme uğramışlardır.
42CrMo4
Çizelge 1. Bu çalışmada kullanılan matriks alaşımının kimyasal bileşimi.
% C % Si % Mn % P % S % Cr % Mo
0,42 0,23 0,62 0,02 0,027 0,99 0,17
Şekil 1. Çalışmada kullanılan 42CrMo4 çeliği tozlarının SEM görüntüleri
Şekil 2. Tozların kesit görüntüleri, a) SEM, b) optik mikroskop.
Üretilen bu tozların 150-250 µm aralığına sahip olanları elek analizi ile gruplandırılarak kıvılcım plazma sinterleme
tekniği ile yoğunlaştırılmıştır. Sinterleme için San Diego State Üniversitesi’nde bulunan Dr. Sinter Lab 515S SPS
(SPS Syntex, Co., Japonya) cihazı kullanılmıştır. PREP yöntemi ile üretilen 42CrMo4 çeliği tozlarının kıvılcım sinterleme
yöntemi ile yoğunlaştırılmasında 3 farklı sinterleme değişkeni kullanılmıştır: 800 ile 1000 o C arasında değişen
sıcaklık, 5 dakika ile 8 dakika arasında değişen tutma süresi ve 100 ile 225 o C/dak. arasında değişen ısıtma süreleri
kullanılmıştır. Sinterlenen kompaktların yoğunlukları arşimet yöntemi ile, sertlikleri Fisherskop marka vickers sertlik
cihazı ile belirlenmiştir. Numunelerin mikroyapısal karakterizasyonları için Zeiss Axiotech ışık mikroskobu ve Jeol
6060 tarama elektron mikroskobu kullanılmıştır.
870

3. SONUÇLAR
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Çizelge 2’de 42CrMo4 çeliği tozlarının kıvılcım sinterleme ile yoğunlaştırılması sırasında kullanılan parametreler ve
sonuçları sunulmuştur.
Numune
Kodu
Çizelge 2. 42CrMo4 çeliği için SPS parametreleri ve yoğunluk değerleri
Sıcaklık
( o C)
Süre
(dakika)
871
Isıtma Hızı
( o C/dakika)
Yoğunluk
T1 800 5 100 83,6
T2 900 5 100 93,3
T3 1000 5 100 98,4
T4 800 5 200 85,3
T5 900 5 225 94,2
T6 1000 5 200 98,5
T7 800 8 200 86,6
T8 900 8 225 95,2
T9 1000 7 200 99,2
Sıcaklık yoğunluk üzerinde en etkili parametre olmuştur. 800, 900 ve 1000 oC’de uygulanan işlemlerde yoğunluk
sıcaklıkla birlikte etkili bir şekilde artmıştır. Sıcaklık etkisinin daha net görülebilmesi için elde edilen değerler diyagramlar
üzerinde gösterilmiştir. Şekil 3’de aynı bekleme süresi ve 100 oC/dak. ısıtma hızlarında 800 ve 1000 oC’de yapılan sinterleme için sıcaklık ve yoğunluk diyagramları verilmiştir. Sıcaklık hariç tüm parametrelerin aynı olduğu
bu iki farklı deneyde diyagramlardan da görüldüğü gibi artan sıcaklık ile yoğunluk çok etkili bir şekilde artış göstermiştir.
800 oC’de yoğunluk % 83,6 iken, 1000 oC’de % 98,4’e yükselmiştir.
a)
b)
Şekil 3. Yoğunluk üzerine sıcaklığın etkisi, a) 800 o C, b) 1000 o C
(%)

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Yapılan deneylerde sıcaklık kadar olmasa da ısıtma hızının da yoğunlaşma üzerine etkisi olduğu görülmüştür.
100 o C/dak. ısıtma hızında yoğunluk % 83,6 iken ısıtma hızı 200 o C/dak. olduğunda % 85,3’e çıkmıştır. 800 o C’de
yapılan çalışmada elde edilen yoğunluk artışı % 1,7 iken artan sıcaklık ile ısıtma hızının etkisi yoğunluk üzerinde
neredeyse kalmamıştır. 900 o C ve 1000 o C’de yapılan deneylerde artan ısıtma hızı ile elde edilen yoğunluk artışı
sırasıyla % 0,9 ve 0,1 olarak bulunmuştur. Burada yüksek ısıtma hızlarında partiküller arasında oluşan plazma
yoğunluk artışında etkili olmuştur. Yapılan SEM incelemeleri de partiküller arasında oluşan etkileşimin artan ısıtma
hızı ile arttığını göstermiştir.
Sıcaklık ile karşılaştırıldığında ısıtma süresi ile daha etkisiz bir şekilde değişen yoğunluk, bekleme süresinin uzaması
ile artmıştır. 800 o C’de yapılan iki deneyde ısıtma hızı ile artan yoğunluk, yapılan üçüncü bir deneyde bekleme
süresi sadece 3 dakika arttırıldığında belirgin şekilde yükselmiştir. Bekleme süresi etkisi ısıtma hızının aksine bütün
sıcaklık değerlerinde görülmüştür. 800 o C’de 200 o C/dak. ısıtma hızında bekleme süresi arttırıldığında yoğunluktaki
artış % 1,3, 900 o C için % 1 ve 1000 o C için % 0,7 olarak belirlenmiştir.
Tüm parametre etkileri incelendiğinde en uygun koşullarda yoğunluk % 99,2 olarak elde edilmiştir. Dolayısıyla 1000
o C’ye 200 o C/dakika ısıtma ile ulaşılıp 7 dakika beklendiğinde maksimum yoğunluk kazanılmıştır. Parametrelerin etkilerinin
daha açık bir şekilde incelenebilmesi için Şekil 4’de bekleme süresi, sıcaklık, yoğunluk ile Şekil 5’de ısıtma
hızı, sıcaklık ve yoğunluk ilişkileri verilmiştir.
Şekil 4. 42CrMo4 çeliği için bekleme süresinin sıcaklık ve yoğunluk ile ilişkisi
Şekil 5. 42CrMo4 çeliği için ısıtma hızının sıcaklık ve yoğunluk ile ilişkisi
872

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Elde edilen sinterlenmiş kompakt malzemelerin parlatılmış konumda ışık mikroskobu görüntüleri Şekil 6’da gösterilmiştir.
Şekil 6a’da % 83,6 yoğunluğa sahip numunenin oldukça fazla gözenekli yapısı görülmektedir. Şekil 6b’de ise
en yüksek yoğunluğa (% 99,2) sahip numunenin aynı büyütmedeki optik mikroskop görüntüsü verilmiştir.
Şekil 6. Sinterlenmiş numunelerin parlatılmış konumda ışık mikroskobu görüntüleri,
a) % 83,6 yoğunluklu, b) % 99,2 yoğunluklu numune.
Yapılan sertlik ölçümlerinde % 83,6 yoğunluklu numunenin sertliği 140 HV, % 99,2 yoğunluklu numunenin ise 380
HV olarak ölçülmüştür. Sinterlemenin grafit kalıpta yapılması nedeniyle yüzeyden karbon difüzyonu olmuş ve özellikle
yüzeylerde sert sementit ve martenzit fazları görülmüştür. Şekil 7’de % 99,2 yoğunluklu numuneye ait sertlik
profili verilmiştir. Karbon difuzyonu ve buna bağlı olarak değişen mikroyapısal karakteristik nedeniyle farklı sertliğe
sahip bölgeler tespit edilmiş ve bu yapılar incelenmiştir (Şekil 8). Malzemenin genel sertliğini yansıtan sertlik değeri
yaklaşık 350–400 HV arasında değişmektedir. Yüzeyde meydana gelen kalıntı östenit nedeniyle sertikte önce azalma
daha sonra ise martenzit nedenli bir yükseliş görülmektedir.
Şekil 7. T9 nolu numunede sertlik dağılımı
Şekil 8. % 99,2 yoğunluklu numunede yüzey ile merkez arasındaki mikroyapı farkı
873

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
42CrMo4 çeliğinin SPS yöntemi ile yoğunlaştırılmasının ardından, aynı tozlar karşılaştırma amacı ile geleneksel
sıcak presleme ile de sinterlenmiştir. SPS deneylerinde en yüksek yoğunluğun elde edildiği 1000 o C sıcaklık ve
50 MPa basınç değeri altında tozlar 20 dakika süre ile sinterlenmelerine rağmen % 90,5 gibi SPS yöntemine göre
oldukça düşük bir değer elde edilmiştir.
Numuneler kıvılcım sinterleme yöntemi ile yoğunlaştırıldıktan sonra gevrek kırılmış ve elektron mikroskobunda
kırılma yüzeyleri incelenmiştir. Şekil 9’da en düşük (T1) ve en yüksek yoğunluğa sahip (T9) numunelerin SEM
görüntüleri verilmiştir. Yoğunluk farkı net bir şekilde dikkati çekmektedir. T1 numunesinde düşük yoğunluk nedenli
partiküller arasındaki zayıf bağlantılar (tanelerarası kırılma), T8 numunesinde ise kuvvetli bağlantılar (yer yer tane
içi kırılma) görülmektedir.
a) b)
Şekil 9. En düşük ve en yüksek yoğunluğa sahip numunelerin SEM görüntüleri, a) T1, b) T9
SPS ile sinterlenen numunlerde kullanılan farklı parametrelerin etkileri daha önce açıklanmıştı. Aynı sıcaklık, basınç
ve bekleme süresine sahip fakat farklı ısıtma hızlarındaki numunlerin (T1 – T4) kırılma yüzeyleri Şekil 10’da
verilmiştir.
a) b)
c) d)
Şekil 10. Farklı ısıtma hızlarında T1 ve T4 numunelerinin SEM görüntüleri
Sırasıyla % 83,6 ve 85,3 yoğunluğa sahip bu numunelerin kırılma yüzeylerinden yüksek ısıtma hızına sahip numunedeki
partiküller arasındaki bağlantının daha etkili olduğu anlaşılmaktadır. Şekil 10d’de T4 numunesinde dekohezyon
etkisi net bir şekilde görülmektedir.
874

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Bu çalışmada PREP ile üretilmiş olan demir esaslı DIN 42CrMo4 (AISI 4140) çeliğinin son yıllarda oldukça fazla ilgi
çeken ve üzerinde çok fazla araştırmanın yapıldığı kıvılcım sinterleme tekniği ile yoğunlaştırılması üzerinde durulmuştur.
Bu malzemeye çoğunlukla boyut olarak büyük parçalarda ihtiyaç duyulmaktadır. Fakat mekanik özelliklerden
ödün verilemeyecek hassas parçaların küçük boyutlu ve karmaşık şekilde üretilme ihtiyacı nedeniyle bu tarz
malzemelerin de toz metalurjisi ile üretimi üzerinde durulmaya başlanmıştır. Sadece otomotiv değil silah parçaları
gibi farklı bir çok uygulamada yüksek mukavemetli parçaların üretimi önem arzeder hale gelmiştir.
PREP ile başarılı bir şekilde üretilen 42CrMo4 çeliği basınç destekli sinterleme yöntemi ile yoğunlaştırılmıştır. Geleneksel
basınçlı sinterlemeye göre aradaki fark, ısıtma hızlarının çok yüksek olmasıdır. Kıvılcım sinterleme sayesinde
PREP ile üretilen 42CrMo4 çeliğinde % 99,2 teorik yoğunluğa ulaşılmıştır. Aynı malzeme aynı koşullar altında
geleneksel basınçlı sinterleme ile yoğunlaştırıldığında ise % 90,5 gibi oldukça düşük bir yoğunluk elde edilmiştir.
TEŞEKKÜR
Bu çalışmaya “Atomizasyon Teknikleri ile Toz Üretimi” isimli proje kapsamında verdiği destekten dolayı Kocaeli
Üniversitesi, Bilimsel Araştırma Projeleri Komisyon Başkanlığı’na teşekkürlerimizi sunarız.
KAYNAKÇA
[1] Campos, M., Sanchez, D., Torralba, J. M., “Sintering behaviour improvement of a low Cr-Mo prealloyed powder
steel through Mn additions and others liquid phase promoters”, Journal of Materials Processing Technology,
143-144, 464-469, 2003.
[2] Bayrak, M., Öztürk, F., Demirezen, M., Evis, Z., “Analysis of tempering treatment on material properties of DIN
41Cr4 and DIN 42CrMo4 steels”, Journal of Materials Engineering and Performance, 16, 597-600, 2007.
[3] Brady, G. S., Clauser, H. R., Vaccari, J. A., “Materials Handbook”, Fifteenth Edition, McGraw-Hill, New York,
2002.
[4] Chuang, J. H., Tsayt, L. W., Chen, C., “Crack growth behaviour of heat-treated 4140 steel in air and gaseous
hydrogen”, International Journal of Fatigue, 20, 531-536, 1998.
[5] Orru, R., Licheri, R., Locci, A. M., Cincotti, A., Cao, G., “Consolidation /synthesis of materials by electric current
activated/assisted sintering”, Materials Science and Engineering R, 63, 127-287, 2009.
[6] Menapace, C., Lonardelli, I., Molinari, A., “Phase transformation in a nanostructured M300 maraging steel obtained
by SPS of mechanically alloyed powders”, Journal of Thermal Analysis and Calorimetry, 101, 815-821,
2010.
[7] Skiba, T., Hausild, P., Karlik, M., Vanmeensel, K., Vleugels, J.,”Mechanical properties of spark plasma sintered
FeAl intermetalics”, Intermetallics, 18, 1410-1414, 2010.
[8] Yanagisawa, O., Kuramoto, H., Matsugi, K., Komatsu, M., “Observation of particle behavior in copper powder
compact during pulsed electric discharge”, Materials Science and Engineering A, 350, 184-189, 2003.
[9] Bernard-Granger, G., Addad, A., Fantozzi, G., Bonnefont, G., Guizard, C., Vernat, D., “Spark plasma sintering
of a commercially available granulated zirconia powder: Comparison with hot-pressing”, Acta Materialia, 58,
3390-3399, 2010.
875

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
SiC p TAKVİYELİ Zn-Al MATRİKSLİ METAL MATRİKSLİ KOMPOZİT
MALZEMELERİ AKIM SİNTERLEME YÖNTEMİYLE ÜRETİLMESİ
Ramazan KARSLIOĞLU, Mehmet UYSAL, Hatem AKBULUT
Sakarya University Engineering Faculty, Department of Metallurgical and Materials Engineering,
rkarslioglu@sakarya.edu.tr
ÖZET
Bu deneysel çalışmada Zn-Al matriks içerisine hacimce farklı oranlarda(%0, %10, %20, %30) SiC takviyelenmiştir.
İstenilen bileşimdeki numuneler toz metalurjisi yöntemi kullanılarak hazırlanmıştır. SiC takviyeli Zn-Al alaşımları
akım destekli sinterleme yöntemiyle 200 A akım altında 10 dk süreyle sinterlenmiştir. sinterlenen numuneler taramalı
elektron mikroskobu(SEM), Optik mikroskop, mikro setlik cihazları kullanılarak analiz edilmiştir. Akım sinterleme
yöntemi ile Zn-Al alaşımlarının ürtilebilirliği ve SiC oranın etkisi incelenmiştir.
Anahtar Kelimeler: Zn-Al alaşımı, Toz Metalurjisi (T/M), kompozit, akım destekli sinterleme
ABSTRACT
In this study, Zn-Al matrix was reinforced with different ratio SiC(0 vol%, 10 vol%, 20 vol%, 30 vol%). Intended compositions
of samples were prepared by Powder Metallurgy. SiC reinforced Zn-Al alloys were produced by current
activated sintering under 200 A with 10 min. Sintered samples were characterized by optic microscope, Scanning
Electron Microscope (SEM) and Microhardnes. Reproducibility of Zn-Al alloys by current activated sintering and
effect of SiC ratio were investigated
Keywords: Zn-Al alloys, Composite, Powder metallurgy, current activated sintering,
1.GİRİŞ
Metal matriksli kompozit malzemeler, tek bileşenli yapılarla başarılamayan, gerekli ve istenen özellikleri sağlamak
üzere en az biri metal veya alaşım diğeri takviye malzemesi (sürekli fiber, wisker ve partikül şeklinde genel olarak
metaller arası bileşik, oksit, karbür veya nitrür bileşikleri gibi) olan iki veya daha fazla farklı sistemin birleşimi ile
elde edilen malzeme grubudur. Yüksek elastik modül, yüksek mukavemet ve yüksek aşınma direnci gibi özellikleri
sağlamak üzere metal alaşımlarına yapılan ilaveler, partikül şeklinde SiC, TiC, B 4 C ve Al 2 O 3 gibi seramik takviyeler
olabilmektedir [1].
Çinko alüminyum alaşımları son yıllarda sürekli gelişen ve sık kullanım alanları bulan alaşımlar haline gelmiştir. Günümüzde
ZA alaşım ailesi olarak bilinen ZA-8, ZA-12 ve ZN-AL alaşımları, değişik alanlarda yaygın olarak kullanılan
ZAMAK alaşımlarının uygulama alanlarını daha da genişleterek, birçok endüstriyel uygulamalarda (konstrüksiyon,
otomotiv, madencilik vs.) yer almaktadır [2]. Çinko-alüminyum alaşımları mukavemetli, korozyon ve aşınma direnci
iyi, aynı zamanda kolay dökülebilirliğe sahip alaşımlardır. Ancak yoğunluklarının yüksek olması ve sıcaklık artışı
ile mukavemetlerini önemli oranda kaybetmeleri gibi dezavantajları vardır [3]. Üstün tribolojik özelliklere sahip olan
çinko alüminyum esaslı alaşımlar, pek çok uygulamada beyaz metal, bronz, pirinç ve dökme demir gibi geleneksel
yatak malzemelerinin yerini almaktadır [4-5].
Toz metalurjisi yöntemi ile üretilen Çinko-Alüminyum alaşımlarının sinterlenmesinde büyük problemler yaşanmaktadır.
Bunun nedeni sinterleme esnasında çinkonun buharlaşarak yapıdan uzaklaşmasıdır. Bu nedenle son yıllarda
876

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
ilgi çeken akım sinterleme yöntemi Çinko-Alüminyum alaşımları için de uygulanabilir gözükmektedir. Bu yöntemde
Çinko tozları buharlaşmaya vakit bulamadan Alüminyum tozları ile etkileşime girerek birbiri içerisine difüze olurlar.
İstenilen bileşimi ve yapıyı çok kısa sürede oluşturabilirler.
Bu çalışmada, oldukça iyi aşınma direnci, mükemmel sertlik özellikleri ve yüksek mukavemete sahip SiC partikülleri
kullanılarak, Zn-Al alaşımının aşınma özelliklerinin geliştirilmesi amaçlanmıştır. Zn-Al alaşımının ve MMK malzemelerin
üretimi akım destekli sinterleme yöntemiyle gerçekleştirilmiştir. Takviyesiz Zn-Al ve hacimce % 10, % 20 ve %
30 SiC partikülleri takviye edilerek kompozit malzemeler üretilmiştir. Alaşım ve kompozitlerde mikroyapı incelemesi
ve sertlik ölçümleri yapılmıştır.
2.DENEYSEL ÇALIŞMALAR
MMK malzeme üretiminde kullanılan mariks malzemesi Zn-Al alaşımıdır. Alaşım ağırlıkça %73 Zn %27 Al bileşimindedir.
Çinko ve alüminyum tozlarının boyutları 45-90 µm arasında olup GTV Verschleiss-Schutz GmbH ticari
marka tozlar kullanılmıştır. Matriks alaşımı %10, %20 ve %30 oranında SiC ile takviye edilmiştir. Kullanılan SiC tozlarının
partikül boyutu ~55µm’dir. Numuneler geleneksel toz metalurjisi yöntemi kullanılarak hazırlanmıştır. Çinko,
Alüminyum ve SiC tozları etil alkol içerisinde bilyeli değirmen kullanılarak 4 saat boyunca karıştırılmıştır. Karıştırılan
tozlar ön şekillendirme ile 20 MPa’lık basınç altında çelik kalıp kullanılarak numuneler hazırlanmıştır. Numuneler
bakır elektrotlar arasında ve çelik kalıp içerisine yerleştirilerek 200 A akım altında 10 dk süre ile 5 bar’lık basınç
altında sinterlenmiştir. Sinterleme esnasında çelik kalıbın sıcaklığı lazer termocouple kullanılarak 400 o C olarak
ölçülmüştür. Deney düzeneği Şekil. 1’de gösterilmiştir. Üretilen numuneler metalografik yüzey hazırlama yöntemi
ile hazırlanıp fazların optik mikroskopla görünebilmesi için dağlama yapılmıştır. Metalografik olarak hazırlanan alaşım
ve kompozitler NIKON ECLIPSE L150A optik mikroskobu ile incelenmiş ve partikül dağılımları araştırılmıştır.
Daha sonra alaşım ve kompozit numuneler Future Leica VMHT MOT Mikro sertlik cihazı yardımı ile 50 gr 15 saniye
süreyle uygulanarak mikrosertlik ölçümleri yapılmıştır. Sertlik ölçümleri mariks fazından alınmıştır. Ölçümün sağlıklı
olabilmesi için her numuneden beşer adet ölçüm alınarak ortalamaları kaydedilmiştir. Taramalı elektron mikroskobu
(SEM) incelemeleri ve EDS analizleri Jeol JSM 6060 LV marka cihazla yapılmıştır.
3. DENEYSEL SONUÇLAR
Şekil 1. Deney düzeneğinin a)şematik gösterimi b)Deney esnasındaki görünümü[6]
3.1. Optik Mikroskop Sonuçları
Zn-Al alaşımlarının sinterlenmesinde günümüzde teknolojik güçlükler yaşanmaktadır. Çinkonun ergimeden buharlaşma
davranışından dolayı geleneksel sinterleme işlemlerinde kontrollü atmosferde yapılan sinterleme işlemlerinde
bile nihai üründe çok önemli poroziteler ortaya çıkmakta ve bu da mekanik ve fiziksel özellikleri çok olumsuz
etkilemektedir. Benzer şekilde Cu-Zn ve bronzlarda da sinterleme hataları ile karşılaşılmaktadır. Bu hatalar özellik-
877

6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
lerin düşüşü yanında çoğu zaman sinterleme sonrasında malzemelerde boyutsal artış (şişme) ortaya çıkarmaktadır.
Yapılan optik mikroskop incelemelerinden elde edilen görüntüler Şekil 2-5 te görülmektedir.
Alaşımın mikro yapısı incelendiğinde, alaşımın lamelli ötektik yapı hakim bir yapı gösterdiği anlaşılmaktadır. Bu tür
mikroyapı klasik döküm yöntemleri ile üretilen Zn-%27 Al alaşımından farklıdır. Lamelli ötektik yapının özellikle SiC
partikülleri etrafında çekirdeklenme eğilimi gösterdikleri ortaya çıkmaktadır. Kompozit mikro yapılarının incelenmesinden
SiC partiküllerinin Zn-Al mariksi içinde oldukça homojen dağıldıkları, segregasyon göstermedikleri gözlenmiştir.
Saf Zn-Al alaşımının sinterlenmesi Zn-Al nin birbirlerinin içine difüzyonu için deneysel parametrelerin yeterli
olduğu görülmektedir. Şekil 1 den de anlaşılacağı üzere toz metalurjisi yötemi ile üretimi zor olan Zn-Al alaşımları
başarılı bir şekilde üretilmiştir. Şekil 3 deki %10 SiC takviyeli Zn-Al alaşımı incelendiğinde SiC partikülerle matriks
malzemesi arasında iyi bir birleşme olduğu yüksek büyütmeli fotoğraftan da doğrulanmıştır. SiC oranı oranı % 20
ye çıktığında yapıda poroziteler görülmüştür (Şekil 4). % 30 SiC takviyeli yapıyı incelediğimizde ise yapı içerisindeki
porozite miktarın ve boyutlarının arttığı görülmektedir (Şekil 5). Bunun muhtemel nedeni SiC miktarının artışı Zn
ve Al arasında difüzyonu engellemesi ve dolayısıyla daha yüksek sıcaklıklar veya sürelerde üretimin yapılmasına
ihtiyaç duyulmasıdır. Metal ve alaşımlarına ilave edilen sert seramik esaslı fazların yüksek sıcaklıkta kullanılma
imkanlarını arttırması da difüzyonun engellenmesinden kaynaklanmaktadır. Özellikle yüksek miktarda SiC takviyeli
alaşımların üretilmesinde engellenen difüzyon neticesinde klasik Zn-%27 Al mikroyapısı elde edilememektedir. Elde
edilen lamelli yapılar daha çok Zn-%5 veya Zn-%12 Al bileşimlerini andırmaktadır. Diğer taraftan matriks alaşımına
ilave edilen SiC partiküllerinin faz dönüşümü için heterojen çekirdekleştirici olarak davrandıkları da mikroyapılardan
anlaşılmaktadır. Ötektik dönüşüm genelde SiC seramik partikülleri üzerinde oluşmaya başlamaktadırlar.
Şekil 2. Zn-Al alaşımın mikro yapısı
Şekil 3. Zn-Al+%10 SiC kompozit yapının optik görüntüsü
Şekil 4. Zn-Al+%20 SiC kompozit yapının optik görüntüsü
Şekil 5. Zn-Al+%30 SiC kompozit yapının optik görüntüsü
878

3.2. SEM ve EDX incelemeleri
6
6. ULUSLARARASI TOZ METALURJİSİ KONFERANSI ve SERGİSİ
th INTERNATIONAL POWDER METALLURGY CONFERENCE & EXHIBITION
Şekil 6 SEM Fotoğrafı ve EDX analizi sonuçları
Şekil 6 da geri saçılım dedektörü kullanılarak elde edilen yüksek büyütmeli SEM mikroyapı fotoğrafı verilmiştir.
Mikro yapı incelendiğinde SiC ve matriks malzemesi olan Zn-Al alaşımı arasındaki bağın sağlanabildiği buradan da
anlaşılmaktadır. Aynı zamanda alaşım yapısı da ayrıntılı olarak gözükmektedir. EDX analizileri yardımıyla SiC ve
Zn-Al yapıları mikro yapı üzerinde gösterilmiştir.
3.3. Mikro Sertlik Sonuçları
Üretilen mariks (Zn-Al) ve değişik oranlarda SiC takviyeli kompozitlerin akım altında sinterlenmesi sonrasında matrikste
ortaya çıkan mikro sertlik sonuçları Şekil 7’da verilmiştir. SiC miktarı arttıkça beklenildiği gibi sertliğin arttığı
gözlenmiştir. SiC içeriği fazla olan kompozitin sertliği en yüksek değerde iken alaşımın sertliğinin kompozitlere göre
daha düşük kaldığı görülmüştür. Üretilen kompozit malzemeler arasındaki bu farkın nedeninin MMK malzemelerde,
takviye malzemelerinin yüksek sertlik değerlerine sahip olmasıdır. Bunun yanında yüksek takviye oranında fazla
yük transferi ve bu malzemelerin soğuma sırasında kendisi ve mariks malzemesi arasındaki yüksek termal genleşme
katsayısı farkının bir sonucu olarak ortaya çıkan dislokasyon yoğunluğunun etkili olduğu düşünülmektedir.
3. SONUÇLAR
Şekil 7. Elde edilen kompozitlerin sertlik değerleri
Klasik sinterleme yöntem ile sinterlemesi mümkün olmayan Zn-Al alaşımı akım sinterleme yöntemi ile başarılı bir
şekilde üretilmiştir.Akım sinterleme yötemi kullanılarak kısa sürede SiC takviyeli Zn-Al mariksli MMK malzemeler
başarılı bir şekilde üretilmiştir. SiC partikülleri matrikste homojen dağılmışlardır. Artan partikül miktarı mikroporozitenin
artışına yol açmıştır. Zn-Al içerisindeki SiC miktarının artışı matriks sertliğini artırdığı görülmüştür.
KAYNAKLAR
1. Sornakumara T. , Senthil Kumarb A. journal of materials processing technology Vol. 202 pp 402–405 2008
2. Smith W., Structure and Properties of Engineering AlIoys, 2nd Edn, p. 561. McGraw-Hill, New York 1993.
3. Lee P. P., Savaskan T. and E. Laufer, Wear Vol 117, pp 79 1987.
[4] Seah K. H. W., Sharma S. C. and Girish B. M., Mater. Des. in press (1996).
[5] Seah K. H. W.,_ Sharmas F S. C. and Gırıshs B. M. Corrosion Science, Vol. 39, No. 1, pp. 1-7, 1997
[6] Karslioglu R., Uysal M., Alp A., Akbulut H., Tribology Transactions, Vol. 53, Issue 5 pp 779 - 785 2010
879