Lokal sert dolgu kaynağı yöntemiyle sıcak çelik dövme kalıplarının ömrünün uzatılması
Improvement of die service life through local overlay welding
Yazar: ALPKAN YILMAZ
Danışman: PROF. DR. HÜSEYİN ÇİMENOĞLU
İstanbul Teknik Üniversitesi / Fen Bilimleri Enstitüsü / Metalurji ve Malzeme Mühendisliği Ana Bilim Dalı
Derece: Yüksek Lisans, 2015
Konu: Metalurji Mühendisliği = Metallurgical Engineering

Özet:
Bu tez çalışmasında lokal sert dolgu kaynağı yöntemiyle, kapalı kalıpta sıcak çelik dövme prosesinde kullanılmak üzere seçilen dövme kalıbının servis ömrünün ekonomik bir şekilde uzatılması amaçlanmıştır. Sert dolgu kaynağı kalıbın hasar geçmişi incelenerek, üretim esnasında hasarın öncelikli olarak gerçekleştiği yerlere lokal olarak tatbik edilmiş ve geçmişte yapılan kalıp gravürünün tamamen kaynak malzemesiyle doldurulduğu uygulamalara kıyasla daha ekonomik ve hızlı bir şekilde kalıp servis ömrünün uzatılması hedeflenmiştir.
Sert dolgu kaynağının kalıba tatbik edilmesinin öncesinde, hangi özelliklerde  bir elektrodun kullanımının uygun olduğunu tespit edebilmek adına,  ikisi Demir (Fe1 ve Fe2 ), ikisi Kobalt (Co1 ve Co2)  esaslı  olmak üzere 4 farklı elektrotla altlık olarak kullanılan  DIN 1.2714 sıcak iş takım çeliği üzerine sert dolgu uygulaması gerçekleştirilmiştir. Kaynak tatbik edilirken, sert dolgu kaynağı için oldukça yüksek önem arz eden proses şartlarına mevcut imkanlar dahilinde azami dikkat edilmesine özen gösterilmiştir. Zira uygulama öncesinde altlık malzemesinin ısıtılması, kaynak esnasında belirlenen minimum sıcaklık seviyesinin korunması, gerilim giderme ve yavaş soğutma işlemleri bu uygulama için oldukça önemlidir.
Mevcut elektrotların her birinden altışar adet 30x30x6 mm ölçülerinde numune elde etmek üzere altlık malzemesi üzerine sert dolgu kaynağı tatbik edilmiştir. Kaynak malzemesi altlık üzerine açılan kanallarda ~ 3,5 mm kalınlık oluşturacak şekilde numuneler hazırlanmıştır. Kaynak yüzeyi diğerlerine göre daha kalın numuneler istenen ölçüyü elde etmek adına ilave talaş kaldırma operasyonuna tabi tutulmuşlardır.
Hazırlanan dolgu kaynaklı numuneler ve altlık malzemesi için sertlik testleri, mikroyapı karakterizasyonları, X-ışını kırınım karakterizasyonları, oda sıcaklığında ve yüksek sıcaklıklarda ( 400 °C ve 600 °C) aşınma testleri gerçekleştirilmiştir.
Fe1 ve Fe2 elektrotlarının sertlik test sonuçlarına göre, Fe2'nin sertliği 61 HRC ölçülmüşken, Fe1'in sertliği 49 HRC olarak ölçülmüştür. Bu farkı daha iyi yorumlayabilmek adına numunelerin mikroyapı karakterizasyonları
gerçekleştirilmiştir. Optik mikroskop altında elde edilen görüntülere göre, Fe2'nin yapısının neredeyse tamamen martenzitten oluştuğu ve bunun yanı sıra bir miktar kalıntı östenit ve α-Fe  ihtiva ettiği tespit edilmiştir. Fe1'nin mikroyapı karakterizasyonunda ise martenzit matrisinin içerisinde Fe2'ye göre çok daha fazla oranda α-Fe ve kalıntı östenit  olduğu tespit edilmiştir. X-ışınları kırınımı karakterizasyonu ile de mikroyapıda gözüken fazlar teyit edilmiştir.
Co1 ve Co2'nin sertlik testi  sonuçlarına göre, Co1'in sertliği 39 HRC, Co2'nin sertliği ise 55 HRC olarak ölçülmüştür. Sertlik farkının sebeplerini daha net yorumlayabilmek adına her iki elektrot için de mikroyapı karakterterizasyonu 
gerçekleştirilmiştir. Bunun  sonucunda hem Co1 numunesinin; hem de Co2 numunesinin yapısında. α-Co matrisi ve yoğun ötektik karbürlerin (〖Cr〗_7 C_3 ,  〖Cr〗_23 C_6) bulunduğu tespit edilmiştir. 
Yapılan X-ışınları kırınımı karakterizasyonunda da iki yapının içerisinde de aynı fazlar tespit edilmiştir. Bu benzerliğe rağmen sertlik değerlerinin bu derece farklı olmasının Co2 numunesinin kaynak sonrası ilk kalınlığının diğer numunelere göre kalın olması sebebiyle ilaveten üzerinden paso kaldırması ve deformasyona uğraması; dolayısıyla da yapısındaki α-Co 'ın daha sert ε-Co 'a dönüşmesi olabileceği düşünülmektedir. Bu aynı zamanda yüzey merkezli kübik yapıdan, hekzagonal kübik yapıya bir dönüşümdür. Ayrıca Co1'in yapısında daha fazla bulunan Fe ve Ni elementleri, hekzagonal kübik ε -Co 'a nazaran daha yumuşak olan yüzey merkezli kübik α-Co'ı stabilize etmektedir.
Fe1 ve Fe2 dolgu kaynağı tatbik edilmiş olan numuneler ve altlık malzemesi için 3 farklı sıcaklık mertebesinde (Oda Sıcaklığı, 400 °C ve 600 °C)   4N yük altında aşınma deneyleri gerçekleştirilmiştir.
Oda sıcaklığında elde edilen sonuçlara göre, bu üçünün arasından Fe1 en az, altlık ise en fazla malzeme kaybı yaşayan numune olmuştur. Test esnasında oluşan oksit tabakalarının dayanıklılığı, bu sıralamada belirleyici faktör olmuştur. 
400 °C'de elde edilen verilere göre altlık ve Fe1 benzer aşınma davranışı gösterirken, Fe2 ile doldurulan yüzeyin ciddi derecede daha fazla aşındığı tespit edilmiştir. Bunun sebebinin Fe2 ile doldurulan numunenin yüzeyinde 400 °C'de ince ve zayıf oksit tabakasın oluşması ve test esnasında kırılarak fazla malzeme kaybına sebep olduğu düşünülmektedir. Fe2'ye benzer kimyasal kompozisyona sahip Fe1 kaynak elektrotunun  Fe2'den farklı olarak  içerdiği 4% Mo katkısıyla  400 °C 'de   daha kalın ve dayanıklı  oksit tabakası oluşturduğu ve bu yüzden daha az malzeme kaybı yaşadığı düşünülmektedir
600 °C 'de  Fe2'nin  aşınma performansında  ciddi bir iyileşme tespit edilmiştir. Numune yüzeyinde oluşan  kalın ve sert oksit tabakasının aşınma performansını iyileştirdiği düşünülmektedir. 600 °C'de Fe1 ve altlık numunelerinde, 400 °C 'ye göre daha fazla aşınma gerçekleştiği tespit edilmiştir. Bunun sebebinin Fe esaslı malzemenin tavlanma sıcaklığına yaklaşmasıyla beraber yapıda meydana gelen bir miktar yumuşama olabileceği düşünülmektedir.
Aynı şekilde Co1 ve Co2  ile  dolgu kaynağı tatbik edilmiş olan numuneler için 3 farklı sıcaklık mertebesinde (Oda Sıcaklığı, 400 °C  ve 600 °C)   4N yük altında aşınma deneyleri gerçekleştirilmiştir. 
Oda sıcaklığındaki aşınma testinden elde edilen sonuçlara göre Co2 en az, altlık  ise en fazla malzeme kaybı yaşayan numune olmuştur. Test esnasında oluşan oksit tabakalarının dayanıklılığı bu sıralamada belirleyici faktör olmuştur. 
400 °C'de  elde edilen verilere göre altlık en az, Co2 ise en fazla malzeme kaybı yaşanan numune olmuştur. Co2 numunesinde Co miktarı Co1'den daha fazla olduğu için, 400 °C 'de benzer özellikte  (ince ve kırılgan) oksit tabakasından daha fazla oluşup, bununla orantılı olaraktan daha fazla malzeme kaybı gerçekleştiği düşünülmektedir.
600 °C'de ise Co1 ve Co2 numunelerinin aşınma performansında ciddi boyutta iyileşme tespit edilmiştir. Bunun sebebinin 400 °C nin üstü sıcaklıklarda Kobalt esaslı alaşımlarda oluşan kalın ve dayanıklı 〖Cr〗_2 O_3  ve CoO oksit tabakaları ve bunların yaptıkları yağlayıcı etki olduğu düşünülmektedir. Yine ihtiva ettiği daha fazla Co miktarına bağlı olaraktan Co2 numunesi 600 °C'de daha  kalın ve dayanıklı 〖Cr〗_2 O_3  ve CoO tabakası oluşturarak, Co1 numunesine göre daha az malzeme kaybetmiştir.
Elde edilen sonuçlar doğrultusunda, kalıp servis ömrünü uzatmaya en fazla katkı sağlayabilecek ve aynı zamanda kalıp işlenebilme şartlarına en uygun olan kaynak elektrotunun mevcut 4 farklı elektrot içinde Co1 olduğu tespit edilmiştir.
Seçilen dövme kalıbının hasar geçmişi incelendiğinde, baskın hasar mekanizmasının çapak hattında meydana gelen aşınma olduğu görülmüştür. Bu bilgi doğrultusunda seçilen dövme kalıbının çapak hattı olması gerekenden  ~3,5 mm kadar derin işlenmiş ve bu derinlik Co1 kaynak elektrodu ile doldurulmuştur. Kaynak işlemi sonrasında kalıp yüzeyi Cnc dik işleme merkezinde istenen parça ölçüleri elde edilecek şekilde yaklaşık 1 saat süren bir işleme tabi tutulmuştur.
Bu işlemlerden sonra üretime alınan dövme kalıbı ile üretilebilen parça adedinin 1250 adetten, 1850 adede çıktığı; yani herhangi bir ilave işleme tabi tutulmamış haline göre  %48 daha uzun bir servis ömrüne ulaştığı tespit edilmiştir.

Abstract:
In this thesis, economical improvement of  service life of a steel forging die to be used  in closed die hot  forging process  was tried to be provided. In the  light of  information related to the failure history of the chosen forging die, overlay welding was locally applied to the regions on  which most probable failure mechanism  could take place. As compared to traditional methods in which whole gap of  forging die is filled up with welding material, faster and more economical improvement in die service life was aimed.
Before applying welding, samples were prepared by depositing each welding electrode on  steel substrate having quality of  DIN 1.2714. Two Co-based(Co1 and Co2) and two Fe-based(Fe1 and Fe2) hardfacing electrodes were used for sampling. All samples were prepared  in accordance with welding procedure of hardfacing alloys.Maximum attention  was paid during welding in order to keep process requirements. Because pre-heating of forging die, maintaining the neccesary minimum temperature level during welding, stress relieving  and slow cooling after welding are very important for hardfacing.
Six samples having dimensions of 30x30x6 mm from each type of welded substrate and pure substrate (1.2714) were produced. Welding beads were deposited in grooves having ~ 3,5 mm depth on substrate. Samples thicker than the others were subjected to machining in order to have uniform dimensions for each sample. 
By using the samples prepared, following inspection tests like hardness tests, microstructral characterizations, X-Ray diffraction analysis, wear tests at room temperature and high temperatures (400 °C ve 600 °C) were implemented in order to be able to analyse the performance of  each welding deposit and also pure substrate material.
The hardness value of Fe1 was measured as 49 HRC whereas Fe2 was 61 HRC. In order to be able to interpret that difference in terms of hardness values, microstructural characterizations were performed. According to images obtained under optical microscope, Fe2's structure  consists  of almost completely martensite accompanying with little  retained austenite and α-Fe. Regarding to Fe1's microstructure,  more  α-Fe (white phases seen like a network)   and retained austenite( white spots in martensite) were seen in comparison with Fe2. The existence of those phases were also verified by XRD characterization.
The hardness values of Co1 and Co2 were measured as 39 HRC and 55 HRC, respectively. In order to be able to interpret that difference in terms of hardness values, microstructural characterizations were performed. Microstructural characterizations revealed that both Co1 and Co2 had α-Co  matrix with eutectic carbides(〖Cr〗_7 C_3 ,  〖Cr〗_23 C_6).The results of XRD characterizations also showed the 
same phases for both structures. After searching the reason of hardness difference despite similar XRD results, it has been noticed that the subsequent machining of Co2 surface caused such a difference. The reason related to difference of hardness was attributed to transformation of α-Co (FCC) to   harder ε –Co(HCP) due to effect of subsequent additional maching while sampling. It is also a transformation process from FCC to HCP. Fe and Ni elements whose amounts are quantitatively more in Co1 than Co2 have also effect on lower hardness value due to their good FCC stabilizing property.
Ball on disc wear tests for Fe1, Fe2 and substrate at three different temperatures (room temperature, 400°C and 600°C) under 4N load were performed. 
Test results showed that Fe1 had  the best wear resistance while the substrate  had the worst at room temperature. This behaviour was attributed to  different strength values of oxide layers formed during test.
Fe1 and substrate behaved similarly at 400 °C whereas Fe2 had much more wear loss in comparison with the rest. It is supposed that fragmentation of thin and less adherent oxide layer formed at the surface of Fe2 at 400°C caused such a big amount of material loss.  Even though Fe2 has also similar chemical composition with Fe1, %4 Mo which does not exist in  Fe2  encouraged  the formation of  thicker and stronger oxide layer on Fe1's surface. 
At 600 °C, an obvious improvement in terms of wear performance of Fe2 was observed. It is supposed that thick and hard oxide layer formed on the surface of samples, supported the resistance of layer against wear. The wear loss for Fe1 and substrate were more in comparison to 400 °C. It is supposed that the reason could be slightly softening of materials while  approaching to annealing temperature with increasing temperature.
Similarly,  ball on disc wear tests for Co1 and Co2 at three different temperatures (room temperature, 400°C and 600°C) under 4N load were performed. 
Test results showed that Co2 had best wear resistance while the substrate  had the worst at room temperature. This behaviour was attributed to  different strength values of oxide layers formed during test.
At 400 °C, Co2 had the worst wear resistance while  the substrate materaial had the best among three. The difference between Co1 and Co2 was attributed to strenghts of oxide layers and amount of  Co in their compositions. It is supposed that amount of formed thin and less adherent oxides was more in Co2 than that of Co1 due to excess amount of Co in the structure. 
At 600 °C, wear pefrormance of Co1 and Co2 apparently improved. It is attributed to formation of thick and hard 〖Cr〗_2 O_3  ve CoO  oxide layers at temperatures above 400  °C and their lubricating effect against wear. Again due to excess amount of Co in Co2, the amount of thick and 〖Cr〗_2 O_3  ve CoO  oxide layers was also  quantitatively more than that of  Co1, leading to a better wear performance than Co1 correspondingly.
According to the extracted results from the inspection tests, the behaviour of each type of sample at  different temperature and variations with temperature were determined. Since  the temperature of forging die  can reach up to 700 °C while in service, the results at 600°C  were essentially taken into account due it's proxmity to real service temperature. 
The results at 600°C  showed that  Co2 sample had best wear resistance. Even it seemed obviously that Co2 must be used for hardfacing according to test results, it was not preferred due to it's high hardness value ( 55 HRC). Since the forging die is to be machined subsequently after welding process, high hardness values of die surface would cause serious difficulties during machining. The preparation period of die would take considerably longer time and the consumption of expensive machining tools (carbides) would be much more, consequently causing high costs. That's why Co1 whose hardness value is 39 HRC was preferred by considering the convenience for machining and it's characteristic feature.  This characteristic feature of Co1 is abilitiy of being work hardened at high temperatures. By means of that , the subsequent machining can be performed easily thanks to low hardness value right after welding. Besides, the neccesity of a harder  surface  can be met at high temperatures.
Event though, Fe1 electrode showed a similar wear resistance like Co2 at  600°C, it was even not assumed to use in application by considering the difference of real forging mechanism in respect to experimental wear mechanism. Since the reaction of  surface against impact is very important for forging process, there must be not only hard surface, but also tough surface. 
When the failure mechanism history of the chosen forging die was analysed, it was seen that forging die failed to be in service due to the wear occured in flash line. This situation also shows itself on the finished part with a broadened flash line.It is also logical to assume that  flow of hot steel through narrow flash line caused deficiencies on the surface of flash line.
In reference to this observation, flash line of a selected forging  die was machined  3,5 mm deeper than  original depth of flash line during  die preparation process; and this depth was filled up with Co1 welding electorde in accordance with fundemental six steps for overlay welding (pre-heating,welding,equilibrating,slow cooling,stress relieving and final slow cooling). After welding application, the forging die was subjected to additional machining  process during ~ 1 hour in Cnc machine in order make it ready for production.
After all above mentioned processes, it was seen that number of forged part till failure of forging die increased from 1250 pcs to 1850 pcs, leading 48 % better service life in comparison with that of raw 1.2714. Longer service life means that  number of parts produced will be more and unit die cost will be less correspondigly. Besides , number of setups for  the production will be less  and effect of setup costs in unit cost will be less accordingly.
Of course local overlay welding is a more economical solution than standard overlay welding of forging die in which whole die gap is filled up with welding material. But it  is still an additional process for  forging dies which causes  emergence of additional costs. The bigger forging part is, the greater ratio of forging die cost in forging part's unit cost is. That's why the cost improvement thanks to local overlay welding application will be more for bigger parts.  The key point is  to be able to decide if local overlay welding process really makes sense  for a part or not.