Creșterea rezistenței la uzură prin metode de pulverizare termică pe suprafața de lucru a cilindrului motorului cu ardere internă

Transcription

1 Creșterea rezistenței la uzură prin metode de pulverizare termică pe suprafața de lucru a cilindrului motorului cu ardere internă - REZUMAT TEZĂ DE DOCTORAT - Conducător de doctorat: Prof. univ. dr. ing. Corneliu MUNTEANU Doctorand: Ing. Bârcă Alexandru IAŞI

2 2

3 Mulțumiri Mulțumesc celor care m-au încurajat și susținut în realizarea tezei de doctorat, care este rezultatul colaborării cu multe cadre din învățământul universitar și din domeniul cercetării. În primul rând vreau să-i mulțumesc dl prof.dr.ing.corneliu Munteanu care mi-a acordat tot sprijinul în elaborarea tezei și mi-a deschis drumul spre cercetare cu răbdare, bunăvoință și multă înțelegere. Mulțumesc tuturor cadrelor didactice ce fac parte din Catedra de Organe de Mașini și Mecatronică condusă de dl. prof.dr.ing.dumitru Olaru și pe dl.asist.dr.ing.marcelin Benchea, pentru suportul tehnic adus la definitivarea tezei. Dintre cadrele didactice ale Catedrei de Rezistența Materialelor doresc să menționez pe dl.conf.dr.ing.viorel Goanță și dl.ing.ionut-vasile Crîșmaru pentru tot sprijinul acordat pe durata realizării acestei lucrări. De asemeni doresc să mulțumesc pentru înțelegerea, bunăvoința și îndrumarea aratată în specialitate de dl.prof.dr.ing.edward Rakosi și dl,conf.dr.ing.adrian Sachelarie din cadrul Departamentul de Inginerie Mecanică și Autovehicule Rutiere, Centrul de Motoare și Autovehicule Rutiere. Continui prin a adresa mulțumiri Departamentului de Tehnologii și Echipamente pentru Procesarea Materialelor, al facultății de Știința și Ingineria Materialelor, d-lui prodecan prof.dr.ing.petrică Vizureanu, asist.dr.ing.dragos-cristian Achiței, asist.dr.ing.manuela- Cristina Perju și dr.ing.andrei-victor Sandu. Colegilor de studiu, dr.ing.pintilei Geanina Laura și ing.bogdan Istrate, țin să le mulțumesc pentru răbdarea, susținerea și sprijinul acordat în finalizarea tezei. Vreau să închei prin a mulțumi familiei mele care m-a înconjurat cu dragoste, încredere și un suportul moral benefic cercetării. 3

4 Cuprins Introducere 1 7 Capitolul I Stadiul actual al cercetărilor privind depunerile prin pulverizare 2 9 termică. Obiectivele lucrării Acoperiri utilizate în industria automobilelor la nivelul cilindrilor motoarelor 2 9 cu ardere internă. Stadiul actual al cercetărilor pe plan internaţional 1.2. Obiective şi strategie experimentală Capitolul II Considerente teoretice privind funcționarea motoarelor cu ardere internă și analiza diverșilor factori ce afectează comportamentul cilindrilor Capitolul III Modelarea matematică a comportamentului mecanic și termic al straturilor depuse pe cilindru 3.1. Introducere Analiza structurală a comportamentului cilindrului Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) fără prelucrare mecanică Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) cu prelucrare mecanică de finisare Rezultatele obținute în urma analizei termice efectuate pe cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) 3.4. Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu un strat depus de NiAlSi Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu un strat depus de NiAlSi fără prelucrare mecanică Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu un strat depus de NiAlSi cu prelucrare mecanică de finisare Rezultatele obținute în urma analizei termice efectuate pe cilindrul cu un strat depus de NiAlSi 3.5. Rezultatele obținute în urma analizei efectuate pe cilindrul fără strat Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul fără strat depus Rezultatele obținute în urma analizei termice efectuate pe cilindrul fără strat depus Capitolul IV Metode şi echipamente pentru depunerea şi caracterizarea straturilor superficiale

5 Capitolul V Cercetări experimentale asupra straturilor superficiale obţinute prin pulverizare termică în jet de plasmă 5.1. Depunerea de straturi superficiale în jet de plasmă (APS) Caracterizarea pulberilor destinate depunerii de straturi prin pulverizare termică Fazele constituente ale pulberii utilizate Compoziţia chimică Dimensiunea şi morfologia particulelor pulberilor utilizate Ceretări experimentale asupra caracterizării structurale a straturilor obținute Analize structurale prin difracţie de raze-x Analize structurale ale straturilor obţinute în jet de plasmă prin microscopie electronică 5.4. Teste destinate analizelor termice Analize structurale prin difracţie de raze-x ale straturilor în urma tratamentelor termice Analiza straturilor obţinute după tratament termic Analiza dilatometrică a straturilor obţinute Analiza termică diferenţială și analiza termogravimetrică ale straturilor obţinute Capitolul VI Caracterizarea proprietăților mecanice ale straturilor obținute prin pulverizare termică în jet de plasmă 6.1. Cercetări experientale asupra caracteristicilor fizico mecanice a straturilor obținute prin metoda micro scratch 6.2. Analiza comportamentului la frecare în contact cu suprafața pin-ului din material plastic în regim mixt de lubrifiere cu un ulei cu vâscozitatea SAE 5W- 30 (11 64 cst) 6.3. Determinarea proprietăților mecanice a materialelor utilizate prin testul de compresiune 6.4. Analiza asupra comportamentului la oboseală de contact a materialelor considerate în cercetare Rezultatele obținute în cazul oboselii de contact a rolei realizată din material de bază în condiții de lubrifiere mixte Rezultatele obținute pentru rolele cu strat depus fără lepuire în cazul oboselii de contact în condiții de lubrifiere mixte Rezultatele obținute pentru rolele cu strat depus cu lepuire în cazul oboselii de contact în condiții de lubrifiere mixte Rezultatele obținute pentru calculului grosimii filmului de lubrifiant și a parametrului de ungere în urma oboselii de contact Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și a parametrului de ungere pentru ansamblul rolă fără strat sabot

6 Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și a parametrului de ungere pentru ansamblul rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) fără prelucrări mecanice sabot Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și a parametrului de ungere pentru ansamblul rolă cu strat de NiAlSi fără prelucrări mecanice sabot Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și a parametrului de ungere pentru ansamblul rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) cu prelucrări mecanice sabot Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și a parametrului de ungere pentru ansamblul rolă cu strat de NiAlSi cu prelucrări mecanice sabot Capitolul VII Cercetări experimentale privind comportarea la coroziune a straturilor obținute prin pulverizare termică în jet de plasmă 7.1. Determinarea coroziunii în gaze de ardere ale straturilor obţinute Caracterizarea electrochimică a straturilor depuse în jet de plasmă prin spectroscopie de impedanţă electrochimică (SIE) în soluție de 3,5% NaCl 7.3. Coroziune chimică prin imersare într-o soluție de acid sulfuric cu o concentrație de 30% Capitolul VIII Concluzii finale. Contribuţii personale. Direcții de perspectivă pentru dezvoltarea cercetărilor Concluzii finale Contribuţii personale Direcții de perspectivă pentru continuarea cercetărilor Lista de lucrări Bibliografie Anexe

7 Introducere Tema abordată este una modernă, de mare actualitate şi cu implicaţii economice importante privind procesele de depunere a unor componente esenţiale din autovehicule utilizând procese de depunere de straturi dure pe suprafeţele cilindrilor prin diverse procedee tehnologice dintre care depunerea în jet de plasmă este una modernă ce face obiectul tezei. Teza are la bază numeroase cercetări experimentale care pun în evidenţă aspecte esenţiale privind procese mecanice, termice şi de aderenţă a straturilor ce se obţin prin tehnologia propusă. Teza cuprinde: 8 capitole, 39 tabele, 269 figuri, ecuații 17 și 123 referinte bibliografice după cum urmează: În primul capitol este prezentat stadiul actual al cercetărilor efectuate în domeniu modalităților de obținere a unor acoperiri metalice, metalo ceramice si ceramice pe suprafețe din aliaj de aluminiu și oțel. Totodată s-a prezentat nivelul actual al tehnologiei de fabricație al cilindrilor cu diferite tipuri de straturi utilizate în industrie. În acest scop s-a efectuat un studiu bibliografic alcătuit din 123 de referințe care s-au referit atât la mijloacele de obținere a straturilor și a modului cum acestea influențează comportamentul cilindrilor cât și la diverse probleme care apar în funcționarea cilindrilor și pentru care acoperirile termice ar reprezenta o soluție. Capitolul al doilea analizează condițiile de funcționare a unui motor cu ardere internă și factori ce influențează comportamentul la uzură a cilindrilor. În capitolul trei prezintă starea de tensiuni produsă de contact care a fost efectuată printr-o analiză cu element finit. În vederea analizei cu element finit, s-au realizat modele CAD a cilindrului cu strat. Modelele CAD a corpurilor au fost realizate în Solidworks și importate în modulul Static Structural al softului ANSYS 14.5, pentru determinarea distribuției de tensiuni. În modulul Data Engineering al programului ANSYS 14.5 au fost definite proprietățile de material aferente pentru cilindru și stratul depus (precum proprietăți de material s-au considerat modulul de elasticitate, constanta lui Poisson, tensiunea de curgere și densitatea). În modulul Mechanical s-au realizat rețelele de discretizare aferente fiecărui model. În acest capitol este prezentat de asemenea si distribuția de temperatură pe cilindrul motoarelor cu ardere internă. În capitolul patru sunt descrise metodele și instalațiile care au fost alese pentru a fi utilizate în planul de cercetare al tezei. Sunt detaliate metodele de depunere în jet de plasmă fiind descrisă instalația utilizată în acest scop cât și instalațiile utilizate pentru analiza structurală și comportamentală a straturilor obținute. Se remarcă faptul că au fost utilizate metode și aparatură modernă care să dea posibilitatea unor rezultate pertinente și care să confirme soluții și rețete concrete de utilizate la scară industrială. Începând cu capitolul cinci se prezintă rezultatele obținute în urma analizelor experimentale efectuate, capitol care reprezintă de altfel esența tezei. În primul subcapitol prezină parametri de pulverizare standard caracteristici pulberii și procedeului de pulverizare utilizat. Subcapitolul al doilea se prezintă pulberea utilizată pentru realizarea depunerii în jet de 7

8 plasmă din punct de vedere morfologic și fazic. Subcapitolul trei prezintă structura straturilor metalo - ceramice în urma pulverizării în jet de plasmă. De asemenea se prezintă și din punct de vedere morfologic structura epruvetelor în urma cărora se poate concluziona că straturile au aderat bine la substrat, structura celor două cazuri este una columnar stratificată, cu fisuri lamelare şi intra lamelare, cu pori mari, punți formate între splat-urile vecine. O altă problemă care a fost examinată este efectul pe care îl poate avea efectuarea unui tratament termic asupra comportamentul straturilor metalo ceramice și modul cum acesta poate îmbunătăți performanțele generale ale depunerii. Tot în acest capitol a fost efectuat un test de dilatometrie pe epruvetele cu depunere metalo - ceramică, din care se poate observa că la începutul testului epruvetele se dilată liniar și apoi datorită transformărilor de fază materialul suferă o contracție ce duce la scăderea dilatării termice. În urma analizei diferențiale a rezultat faptul că epruvetele prezintă o stabilitate bună la temperaturi ridicate fiind prezent doar fenomenul de oxidare. Epruveta cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) prezintă o scădere a masei în urma testului de 3,25%, iar epruveta cu strat depus de NiAlSi prezintă o creștere a masei datorită fenomenelor de oxidare cu 0,75%. Capitolul șase este compus dintr-un ansamblu de teste al cărui rol a fost să evalueze proprietățile mecanice ale straturilor obținute. Pentru a evalua aderența stratului depus la materialul de bază s-a realizat un test de micro zgâriere în urma căruia s-a putut concluziona că ambele straturi s-au comportat bine și că stratul a aderat bine la substrat. În acest capitol s-a realizat de asemenea și un test de uzură pin on disc de unde putem concluziona că straturile s- au comportat bine neputând remarca diferențe majore în ceea ce privește uzura pe suprafața straturilor în ambele cazuri aceasta fiind una abrazivă.tot în acest capitol s-a realizat și un test de compresiune pentru determinarea proprietăților mecanice a materialului de bază din oțel cât și a celor două compozite material de bază și stratul metalo - ceramic Al 2 O 3 30(Ni 20Al) și material de bază și stratul metalo ceramic NiAlSi, utilizate la realizarea epruvetelor supuse la diverse solicitări, rezultate ce au fost necesare in capitolul trei al tezei pentru realizarea analizei cu element finit. Un alt rol al straturilor metalo ceramice îl reprezintă rezistența la uzură corozivă, aspect de asemenea analizat în capitolul șapte. Având în vedere aspectele termochimice la care este supus materialul din care este realizat cilindrul unui motor cu ardere internă (temperatura ridicată a gazelor de ardere și modificarea compoziției chimice a acestora în urma procesului de combustie) coroziunea ce poate apărea în material poate prezenta un caracter definitoriu în ceea ce privește buna funcționare și durata de viață al acestui organ. Coroziunea poate fi produsă atât datorită proceselor ce au loc cât și datorită instabilității chimice a materialului din care este realizată oglinda cilindrului. Prezenta teză de doctorat aduce contribuţii originale atât sub raport fundamental ştiinţific, cât şi tehnologic aplicativ, care deschid noi perspective utilizării tehnologiei de depunere termică. Pentru prezentarea principalelor rezultate experimentale, în cadrul acestui rezumat voi prezenta în detaliu capitolele în care sunt efectuate cercetările experimentale. 8

9 Capitolul I Stadiul actual al cercetărilor privind depunerile prin pulverizare termică. Obiectivele lucrării Acoperiri utilizate în industria automobilelor la nivelul cilindrilor motoarelor cu ardere internă. Stadiul actual al cercetărilor pe plan internaţional Unul din principalele deziderate la ora actuală în ceea ce privește motoarele cu ardere internă îl reprezintă ameliorarea comportamentului la uzura al acestora. Acest lucru poate fi realizat printre altele și prin modificări constructive la nivelul părților componente, fixe sau mobile, ale motorului. Dezvoltarea rapidă a tehnologiilor avansate în domeniul materialelor ceramice și a depunerilor ceramice și metalice a dus la realizarea a numeroase aplicații în ceea ce privește obținerea unor straturi cu rol protectiv sau izolator termic pe diverse părți componente avtive ale motorului. Pentru a îmbunătăți performanțele motoarelor, conversia energiei chimice a combustibilului în energie mecanică trebuie să se realizeze la o rată cât mai bună și cu pierderi cât mai scăzute. O modalitate de realizare a acestui lucru îl reprezintă creșterea temperaturii și presiunii din interiorul clindrului motorului cu ardere internă prin acoperirea pereților camerei de ardere cu un material care să prezinte un coeficient de transfer termic conductiv scăzut [Murat Ciniviz, 2012]. Rolul straturilor cu coeficient mic de transfer termic convectiv aplicate pe componentele camerei de ardere este acela de a reduce contitatea de căldură ce este transferată din regiunea interioară a cilintrului spre regiunea exterioară a motorului. Acest lucru ar putea conduce la eliminarea completă a sistemelor de răcire prin utilizarea depunerilor, fapt care ar însemna atât o creștere al puterii motorului cât și o scădere a greutății și costului de fabricație a acestuia [Gataowski, J.A. (1990) și Schwarz, E. (1993),]. Un studiu realizat de Büyükkaya, E., Yaşar, H., Çelik, V. și Ekmekci, M. (1997) prezintă îmbunătățirile aduse ciclului motorului cu ardere internă în condițiile utilizării straturilor cu coeficient de transfer termic conductiv mic. În primul rând în cazul motoarelor diesel cu cameră de ardere acoperită, durata de întârziere la autoaprindere a combustibilului scade datorită temperaturii mai ridicate la sfârșitul comprimării, fapt datorat transferului termic scăzut, ceea ce duce la o pornire mai ușoară a motorului. Prin acest procedeu controlul asupra procesului de combustie este mult mai bun, fapt care conduce la o funcționare mai silențioasă (datorită scăderii detonațiilor și zgomotelor produse de arderea necontrolată). A. Rabiei, 1999, a realizat investigații asupra proprietăților mecanice a straturilor din oțel cu conținut mic de carbon obținute prin metoda PTWA și HVOF în urma cărora a determinat că straturile subțiri și alungite de oxizi aflate între splat urile de Fe prezintă o rezistență locală la fisurare de interfață de numai 0,2 1 MPa m 1/2. 9

10 S.E. Hartfield-Wunsch, 1994, a realizat studii asupra utilizării straturilor obținute prin pulverizare termică pe suprafața interioară a cilindrilor de motor și a rolului pe care îl are microstructura stratului asupra comportamentului la uzură. Acesta a concluzionat că principalul mecanism de producere a uzurii în straturile obținute prin pulverizare termică îl reprezintă delaminarea straturilor de pe suprafața de contact. G. Barbezat, și alții, 1995, Mc Cune, 1995, V.D.N. Rao, și alții 1997, Byrnes, M. Kramer, 1994, G. Barbezat, 1998 și V.D.N. Rao, și alții, 1997, au realizat studii amănunțite asupra acoperirilor posibile pe suprafața interioară a cilindrilor al blocurilor motor de aluminiu turnate utilizate în industria auto. De asemenea, studii referitoare la formarea oxizilor în timpul procedeului de depunere în jet de plasmă cât și în timpul răcirii stratului au fost efectuate și de către B. Hwang, și alții, 2002, R.A. Neiser, și alții, 1998, S. Lee, și alții, 2002 și L. Pawlowsky, Studii referitoare la influența pe care o prezintă duritatea materialului la contact asupra rezistenței la uzură și modul prin care poate fi îmbunătățită duritatea unui material prin modificări microstructurale au fost realizare de către D.A. Rigney, 1981 și T. Zhaohe, Un studiu referitor la inițierea și propagarea fisurilor la interfața dintre oxizi și matrice pentru suprafețe supuse la uzură a fost realizat de către J.C. Oh, Estimări referitoare la influența uzurii asupra cilindrilor blocului motor realizați din aliaj de aluminiu turnat, în ceea ce privește durata de viață a motorului, performanțele acestuia și emisiile în atmosferă au fost realizate de către V.D.N. Rao, și alții, 1997 și J.H. Ko, și alții, Y. Yahagi, 1986 și Y. Murakami, 1995, realizează cercetări privind compoziția motorinei și modul cum sulful din aceasta duce la apariția unui mediu puternic coroziv. Acest lucu se datorează apariției acidului sulfuric pe suprafața interioară a cilindrului. Din acest motiv necesitatea unui material cu bune proprietăți de rezistență la uzură și coroziune este necesar pentru o bună funcționare a motoarelor Diesel. Cercetători precum J. Yuansheng, și alții,1991, J. Beczkowiak, 1992, E. Lugscheider, și alții, 1991, Fr.-W. Bach, și alții, 2000 și M. Buchmann, 2000, au realizat studii asupra tehnologiilor de depunere a diverse materiale pe suprafața interioară a cilindrilor motoarelor Diesel astfel încât să contracareze coroziunea provocată de formarea acidului sulfuric. Investigațiile acestora s-au axat atât pe materiale posibile cât și pe metode de depunere a acestora. În cercetarea efectuată de Susumu Uozato, și alții 2005, se realizează o analiză asupra unei pulberi feroase realizată de către aceștia cu scopul depunerii acesteia în jet de plasmă pe suprafața interioară a cilindrilor unui bloc motor Diesel. Compoziția chimică a pulberii a fost gândită de așa natură încât să reducă posibilitatea corodării straturilor datorită sulfului din motorină. Având în vedere Directive 1999/45/EC și Oil Pollution Prevention and Response; Non- Transportation-Related Facilities, Part III; Final Rule, Federal Register Vol. 65, No. 127, 2000, directive ce reglementează funcționarea motoarelor din punct de vedere al emisiilor poluante și potențialului de poluare cu ulei sau alte metode, se are în vedere conceperea unor motoare care 10

11 să respecte atât necesitățile tehnice și economice cât și stricte regului în ceea ce privește poluarea mediului înconjurător. Acest lucru duce la necesitatea realizării cuplelor tribologice din motoarele cu ardere internă cu performanțe cât mai ridicate, cu o durată de viață cât mai bună și care să asigure emisii în atmosferă cât mai reduse și deșeuri cât mai puține. În acest scop au fost efectuate studii referitoare la performanțele și realizarea de uleiuri de motor alternative ce sunt puțin aditivate și drept urmare mai putin poluante. În acest domeniu se remarcă cercetările realizate de către C. Seyfert, și alții, 2003 și A. Shanley, și alții, De asemenea, studii asupra efectivității tribologice din punct de vedere al considerentelor de mediu au fost realizate de către L.-M. Berger, 2004, H. Gasthuber, și alții în 2001, O. Storz, 2001, S. Thiele, și alții, 2001, M. Woydt, și alții, 2004 și T. Naumann, și alții, M.Woydt, 2004, M.N. Gardos, 2000 și M. Woydt, 2000, au analizat posibilitatea depunerii pe suprafața interioară a cilindrului, materiale ce conțin Ti în faze precum nitrura de titan sau carbura de titan sau soluții solide ale acestora precum carbonitrura de titan, materiale ce sunt caracterizate de o mare rezistență la uzură. În monografiile L. Pawlowski, 1995 și J.R. Davis (Ed.), 2004, se recomandă tehnologii de depunere termică pentru realizarea de straturi din oxid de titan. Pulberea de oxid de titan vine de obicei cu o granulație cuprinsă între 10 și 60 μm și pot fi depuse prin majoritatea metodelor de pulverizare termică. Particulele se deformează la impact, iar materialul de bază uzual nu se topește astfel, legătura dintre strat și materialul de bază se realizează mecanic. Grosimea uzuală a unui strat de oxid de titan este cuprinsă între 100 și 500 μm. În studiul realizat de F.-L. Toma, 2004, se analizează procesele complexe care au loc în timpul depunerii oxidului de titan prin pulverizare termică. Fazele Magneli existente în pulbere suferă o descompunere peritectică în timpul procesului de depunere și rația O/Ti se schimbă datorită reducerii (atunci când hidrogenul este un component al gazului plasmă) sau oxidării (atunci când pulverizarea se realizează în atmosferă). De asemenea F.-L. Toma, 2004, analizează circumstanțele în care fazele Magneli pot fi detectate în straturile depuse utilizând difracția cu raze X. A. Skopp, și alții, 2007, realizează un studiu asupra comportamentului acoperilor de oxid de titan realizate prin pulverizare termică pe suprafața interioară a unui cilindru și comportamentul acestora la uzură în condiții de lubrifiere mixtă și uscată. Acesta recomandă ca metodă de depunere a acoperirilor de oxid de titan, pulverizarea în jet de plasmă în vacuum, datorită faptului că pulberea de TiO x nu suferă reoxidări ca în cazul pulverizării atmosferice în jet de plasmă. Utilizând un amestec de argon și hidrogen ca amestec de gaze ce formează plasma, oxidul de titan este doar ușor redus în timpul procesului de pulverizare, rezultând o scădere a rației O/Ti. Dacă se utilizează pentru pulverizare o pulbere de TiO 1,95, care suferă o reduce în timpul procesului de pulverizare în jet de plasmă în vacuum se poate obține o acoperire ce conține faze Magneli cu plane cristalografice de alunecare cu indici (1 2 1). Pentru a se putea utiliza depunerea în jet de plasmă atmosferică este necesar ca pulberea cu faze Magneli utilizată să aibă o rație O/Ti mai scăzută. În lucrarea lui A. Skopp, și alții, 2007, s-au realizat acoperiri atât utilizând metoda de acoperire în vacuum cât și cea atmosferică. După cum autorul remarcă 11

12 utilizarea pulberilor ce conțin faze Magneli este în momentul de față dezavantajoasă datorită prețului foarte ridicat al pulberii. Ambele straturi obținute de acesta au prezentat un comportament similar la uzură, rezistența acestora fiind mult mai ridicată față de cea a stratului din Mo-NiCrBSi, cu care au fost comparate. În condiții de lubrifiere uscată și cu un contact cu alunecare, acoperirile au prezentat un coeficient de frecare în jurul valorii de 0,5, fără să prezinte însă urme de uzură adezivă. S. Flor, 2003, realizează, de asemenea, un studiu asupra utilizării oxidului de titan ca strat pentru cilindri cu greutate redusă realizați din AlSi9 astfel încât aceștia să poată face față condițiilor tribologice și de tensiuni termomecanice din motor. În cercetarea realizată de acesta sunt analizate și alte tipuri de acoperiri astfel încât rezistența la uzură a stratului depus să atingă sau să depășească rezistența cilindrilor clasici realizați din fontă. J. Landa, și alții 2005 precum și G. Desplanches, și alții, 2006, analizează influența unui strat de oxid de titan depus pe suprafața interioară a cilindrilor asupra emisiilor de noxe și monoxid de carbon în atmosferă, la diferite dozaje ale aerului și combustibilului și în condiții de lubrifiere mixtă. În lucrările efectuate de M. Woydt, și alții, 2004 și L.-M. Berger, și alții, 2005, se efectuează un studiu asupra parametrilor optimi de depunere a straturilor de oxid de titan pentru intalații de depunere în jet de plasmă atmosferică și instalații de depunere în jet de plasmă în vacuum, ce utilizează un amestec de argon și hidrogen, precum gaze de formare a plasmei. O lucrare de referință în domeniul acoperirilor cu oxizi de titan este realizată de L. Beyer, 2002, aceasta analizând atât pulberile pe bază de titan cât și diverse acoperiri obținute prin diverse metode. Aceasta recomandă, de asemenea, și lubrifianții optimi de utilizat pentru diverse tipuri de acoperiri. P. Vuoristo, și alții, 2002, analizează proprietățile straturilor obținute din pulberi din oxizi de titan prin pulverizare în jet de plasmă cât și prin metoda HVOF. Concluzia acestuia este că se pot obține straturi din pulberi pe bază de oxizi de titan și utilizând metoda HVOF. Lucrările realizate de către M. Priest, și alții, 2000 precum și P. Papadopoulos, și alții, 2007, analizează pe larg solicitările la care sunt supuși cilindrii motoarelor cu ardere internă datorită variației într-o gamă largă de valori a sarcinii produse de segmenți pe suprafața interioară a cilindrului. Aceștia iau în calcul și solicitările termice datorate temperaturii ridicate de funcționare și forțele aplicate prin șoc ce apar în anumite regimuri de funcționare. Studiile intreprinse de aceștia cuprind comportamentul suprafeței interioare a cilindrului atât în regim de lubrifiere mixt și limită cât și în regim hidrodinamic. Un studiu asemănător cu cel realizat de către D. Shakhvorostov, și alții, 2006 este efectuat de M. Scherge, și alții, 2002 acesta însă realizând o măsurare cu precizie foarte ridicată a ratei de uzură ce apare pe suprafața interioară a cilindrului utilizând o tehnică de măsurare cu radionuclizi. Rata de uzură măsurată de acesta variază într-o gamă de numai câțiva nm/h. Cercetări privind metode de testare în laborator a cuplei tribologice alcătuită din cilindru și segmenți au fost realizate de către M. Woydt, și alții, 2003, M. Woydt, și alții, 2008, J. Truhan, și alții, 2005 și P. Andersson, Studiile acestora s-au axat pe metode de determinare a ratei 12

13 de uzură, determinarea coeficientului de frecare în diverse regimuri de lubrifiere și dintre diverse materiale și analizarea mecanismelor de uzură. M. Dienwiebel, și alții, 2007, cercetează modificările microstructurale ce apar pe suprafața de lucru a cilindrilor realizați din fontă cenușie turnată și din aliaje AlSi turnate ca urmare a procesului de uzură. M. Scherge, și alții, 2003, analizează modul cum aditivii prezenți în lubrifianți reacționează cu suprafața interioară a cilindrului în condiții de solicitare de contact. Amestecurile mecano-chimice ce se produc în stratul din apropierea suprafeței de contact duc la apariția în stratul superficial a unor elemente din lubrifiant. Concluzia acestuia se referă la modul prin care alterarea chimică a straturilor superficiale supuse la contact cu alunecare pot modifica proprietățile tribologice ale acestora. Utilizarea în cazul motoarelor Diesel a biocombustibililor duce la necesitatea unei presiuni maxime din ciclul termodinamic mai ridicată fapt care intensifică procesul de coroziune. N. Dahotre, și alții, 2005 analizează metale nanocristaline ce pot fi depuse pe suprafața interioară a cilindrilor motoarelor cu ardere internă ce prezintă proprietăți mecanice, tribologice și anticorozive cu scopul utilizării acestora în motoarele Diesel. R.K. Betts, 2003, realizează un studiu privind metode de protecție la uzură si reducere a frecării concentrându-se pe dezvoltarea de pulberi și sârme consumabile realizate din materiale ce pot fi adaptate la diverse metode de pulverizare termică pentru fabricarea și repararea motoarelor cu ardere internă Obiective şi strategie experimentală În cercetarea de față s-a urmărit găsirea unei metode de a îmbunătăți comportamentul suprafețelor la oboseală de contact, cât și posibilitatea aplicării metodei pentru recondiționarea suprafețelor uzate. Cupla de frecare s-a considerat contactul dintre piston și cilindrul blocului motor, cu aplicație directă în domeniul motoarelor cu ardere internă utilizate pentru propulsia autovehiculelor. Metoda de îmbunătățire a comportamentului la frecare a mecanismului piston cilindru cât și posibilitatea recondiționării cilindrilor uzați cu scopul de a include o nouă etapă în ciclul de viață al piesei a fost realizarea unor depuneri metalo-ceramice si metalice pe suprafața cilindrului, depunere realizată în jet de plasmă. În scopul determinării caracteristicilor materialelor depuse s-au efectuat o serie de teste pe epruvete. Dezideratul este acela ca testele să furnizeze o evaluare preliminară a proprietăților și comportamentului stratului depus în condițiile de funcționare prezente în cadrul sistemului piston cilindru. În cadrul studiului s-a propus realizarea unor analize experimentale și numerice care să simuleze cât mai precis condițiile reale de funcționare a suprafeței unui cilindru cu strat depus. Un fapt esențial în cadrul cercetării îl constituie reproductibilitatea rezultatelor obținute în urma testelor efectuate, cât și validarea acestora, pentru a asigura o estimare cât mai precisă a comportamentului real cât și a performanțelor maxime ale acoperirilor. 13

14 Acoperirea metalică depusă pe suprafața cilindrului are rolul de a crește rezistența la oboseală de contact, de a micșora coeficientul de frecare prezent între corpuri și de a scădea uzura ce apare inevitabil datorită contactului cu alunecare. Având în vedere prezentările detaliate din cadrul stadiului actual al cercetărilor în domeniu, s-a constatat că pulverizarea în jet de plasmă este unul dintre cele mai moderne şi eficiente procedee de depunere. Dezvoltarea cercetărilor în acest domeniu este canalizată pe două mari direcţii: descoperirea de noi tipuri de structuri multistrat utilizate pe baza pulberilor selectate, prin depunerea cărora să se obţină straturi cu proprietăţile necesare; modelarea parametrilor tehnologici ai procesului de depunere pentru îmbunătăţirea caracteristicilor straturilor depuse. Având in vedere faptul că în practică materialele utilizate pentru cilindru sunt foarte intens analizate, în prezenta teză de doctorat s-a propus analizarea straturilor depuse prin pulverizare în jet de plasmă pe materialele specifice din care sunt fabricate în prezent cilindrele. S-a abordat analizarea comportamentului unor straturi subţiri depuse prin metoda de pulverizare în jet de plasmă cu grosimi cuprinse în intervalul µm, la solicitările specifice cilindrilor în vederea stabilirii modului în care acestea influenţează rezistenţa la temperaturi ridicate și rezisteța la uzare. În lucrare planul de cercetare s-a elaborat pe următoarele direcţii: 1. stabilirea tipurilor de pulberi ce vor fi utilizate şi a substratului pe care se va efectua depunerea; 2. alegerea parametrilor tehnologici optimi pentru efectuarea pulverizării în jet de plasmă; 4. realizarea acoperirilor şi analiza caracteristicilor acestora; 5. testarea acoperirilor obţinute la solicitări specifice cilindilor în exploatare (coroziune în gaze de ardere, dilatometrie, analiză termică diferenţială, tratament termic, oboseală de contact, etc.) şi evaluarea rezultatelor obţinute; 6. evaluarea influenţei temperaturii prin modelarea distribuţiei de temperatură în straturile depuse şi determinarea tensiunilor Von Mises; 7. validarea rezultatelor prin compararea rezultatelor obţinute cu cele din literatura de specialitate și a celor mai recente publicații din domeniu. 14

15 Capitolul II Considerente teoretice privind funcționarea motoarelor cu ardere internă și analiza diverșilor factori ce afectează comportamentul cilindrilor Considerații privind rolul, construcția și materialele utilizate la realizarea blocului și cilindrilor motoarelor cu ardere internă În Fig este prezentată o vedere cu secțiune printr-un motor cu ardere internă cu patru cilindri dispuși în linie. Numărul 1 din desen reprezintă arborele cotit al motorului. Arborele cotit transformă mișcarea de translație a pistonului într-o mișcare de rotație și transmite spre utilizare momentul motor dezvoltat de forța de presiune a gazelor. Lucru mecanic produs de fiecare cilindru se însumează. Componenta numărul 2 este bușonul baiei de ulei ce permite evacuarea uleiului din motor. Numărul 3 este garnitura bușonului băii de ulei. Baia de ulei este simbolizată cu numărul 4. Figura 2.1. Părțile componente ale unui motor cu ardere internă cu patru cilindri dispuși în linie Aceasta este prinsă de carterul motorului prin șuruburi și permite stocarea uleiului în motoarele cu carter umed. Piesa numărul 5 este capacul bielei ce asigură fixarea acesteia de fusul maneton. Numărul 6 este cuzinetul din lagărul cu alunecare dintre bielă și fusul maneton al arborelui cotit. Acesta se realizează uzual din materiale cu proprietăți antifricțiune. Biela, simbolizată în desen cu numărul 7, este organul mecanismului motor care transmite forța de 15

16 presiune a gazului de la piston la arborele cotit și servește la transformarea mișcării alternative de translație a pistonului în mișcarea de rotație a arborelui cotit. Piesa 8 reprezintă cuzinetul fusului palier, iar cu numărul 9 este simbolizat capacul fusului palier. Numărul 10 reprezintă pistonul, iar 11, 12, 13 și 14 reprezintă celelalte organe care alcătuiesc grupul piston (bolț 11, segment de foc 12, segment de etanșare 13 și segment de ungere 14). Suprafața indicată de numărul 15 reprezintă suprafața interioară a cilindrului, aceasta făcând în acest caz corp comun cu carterul simbolizat cu numărul 16. În Fig este prezentată o imagine în secțiune tridimensională a motorului din Fig Figura 2.2. Modelul CAD al motorul compus din mecanismul motor și părțile fixe Rolul principal al segmenților este acela de etanșare a cilindrului și asigurând astfel existența unui volum de lucru deasupra pistonului (Fig. 2.3.). Segmenții ce sunt poziționați în regiunea superioară a pistonului în apropierea capului acestuia poartă numele de segmenți de comprimare și au rolul de a preveni scăpările de gaze din camera de ardere în carter. Segmentul de comprimare ce se află cel mai aproape de camera de ardere trebuie să se comporte foarte bine la solicitările termice și poarte numele de segment de foc. Segmentul cel mai de jos din regiunea port segmenți limitează vehicularea uleiului dinspre carter spre camera de ardere și poartă numele de segment de ungere. Un alt rol important pe care îl îndeplinesc segmenții este acela de a evacua căldura acumulată de piston. În general segmenții au forma unui inel tăiat, rolul acestei tăieturi este de a conferi elasticitate piesei în mișcare. Segmentul se montează cu strângere în interiorul cilindrului (acesta se deformează elastic până când diametrul său exterior este egal cu diametrul alezajului cilindrului). Acest montaj cu strângere face ca segmentul să exercite o anumită presiune pe suprafața interioară a cilindrului, presiune ce poartă numele de presiune medie elastică. Exceptând strângerea pe suprafața interioară a cilindrului segmentul se montează cu joc pe direcție axială și radială față de canalul pistonului. Un factor important în realizarea etanșării îl reprezintă gazele ce se înfiltrează în spatele segmentului și exercită o presiune radială suplimentară pe suprafața interioară a cilindrului. 16

17 Segment de ungere Segment de etanșare Segment de foc Figura 2.3. Modelul CAD al contactului dintre mecanismul motor și cilindru Cilindrul este organul în interiorul căruia se deplasează pistonul și evoluează fluidul motor. La motoarele policilindrice răcite cu aer, cilindrul este independent. Motoarele de autovehicul răcite cu lichid se confecționează cu cilindrii independenți sau cu cilindrii bloc comun cu carterul. Realizarea cilindrilor bloc comun cu carterul reduce costul de fabricație și mărește numărul suprafețelor de reazem. Suprafața interioară a cilindrului, pe care alunecă pistonul și segmenții se numește oglinda cilindrului. Suprafața exterioară a cilindrului este udată de fluidul de răcire. Cilindrul se numește umed atunci când este udat la exterior de fluidul de răcire și uscat atunci când se montează cu strângere în locașul cilindrului din bloc. Materialul din care se realizează cilindrul trebuie să prezinte proprietăți mecanice foarte bune cu rezistentă mecanică la uzură. Blocul cu cilindrii nedemontabili are costul fabricației și montajului mai redus, însă are o construcție mai complicată care duce la apariția unor tensiuni interne după turnare. În funcționare apar tensiuni termice mai ridicate datorită gradienților termici diferiți pe direcție axială și radială. În Fig de mai jos se prezintă oglinzile cilindrilor ce fac corp comun cu carterul. Figura 2.4. Modelul CAD al carterului motorului considerat 17

18 Capitolul III Modelarea matematică a comportamentului mecanic și termic al straturilor depuse pe cilindru 3.1. Introducere Cilindrul reprezintă o componentă fixă esențială în funcționarea motoarelor cu ardere internă. Având în vedere faptul că cilindrul este supus la uzură intensă datorită contactului cu segmenții montați pe piston, valoarea tensiunii ce apare datorită solicitărilor de contact este importantă pentru a estima comportamentul la uzură. Pentru analiza s-a realizat un model CAD al cilindrului, stratului depus pe suprafața interioară a cilindrului și segmentului. Modelul CAD a fost realizat în programul Solidworks. Având în vedere faptul că cilindrul permite două axe de simetrie, analiza s-a realizat doar pe un sfert al cilindrului. În general pistonul este montat în cilindru cu trei segmenți care au roluri diferite în funcționare. În cadrul analizei s-a considerat numai primul segment, numit și segment de foc și un cilindru demontabil. Această simplificare a fost necesară pentru a reduce numărul de elemente din rețeaua de discretizare, astfel numărul ecuațiilor ce trebuiesc rezolvate scăzând și permițând ca timpul necesar rezolvării problemei să fie acceptabil. Modelul CAD realizat a fost importat în modulul Static Structural al programului ANSYS Regimul de lubrifiere dintre corpurile în contact și rugozitatea suprafețelor a fost considerată cu ajutorul coeficientului de frecare impus. Valorile coeficientului de frecare au fost cele determinate experimental în cadrul testului de oboseala de contact prezentat în Capitolul 6. Între suprafața interioară a cilindrului și suprafața exterioară a segmentului a fost definit un contact neliniar de tip Augmented Lagrange. Acest tip de formulare a contactului ține cont de rigiditatea suprafețelor în contact și de penetrațiile ce apar între elementele rețelei de discretizare, astfel determinând forța normală ce apare la contactul dintre corpuri. Rigiditatea contactului a fost recalculată la fiecare iterație. Cilindrul a fost considerat rezemat pe partea inferioară a acestuia, iar segmentul a avut o cursa de 5 mm în sens descendent. Pe suprafața interioară a segmentului s-a aplicat o presiune de 3 MPa. Aceasta presiune este efectul a două componente respectiv: forța elastică a segmentului (acesta se montează cu strângere elastică în interiorul cilindrului) și forța de presiune a gazelor de ardere ce ajung în spatele segmentului. Valoarea presiunii a fost adoptată în concordanță cu literatura de specialitate [Edward Rakosi, 2004]. Pentru a se obține convergența a fost necesară ca deplasarea segmentului să se realizeze în 20 de pași, fiecare pas având 5 subpași intermediari. Un alt aspect important în funcționarea corectă a cilindrului și al segmenților îl reprezintă regimul termic al acestora. Cilindrii motoarelor fac de asemenea legătura dintre regiunea caldă a motorului și sistemul de răcire al acestuia. Cilindrii prezintă particularități constructive în funcție de tipul fluidului care asigură răcirea (motoare răcite cu aer și motoare răcite cu lichid). În cazul de față s-a considerat un cilindru răcit cu lichid. Lichidul de răcire acționează pe suprafața 18

19 exterioară a cilindrului și asigură transferul termic prin convecție forțată dinspre interiorul cilindrului. Lichidul utilizat pentru răcire este apa, cu un coeficient de transfer termic convectiv de 600 W/m 2 K. Pe suprafața interioară a cilindrului, coeficientul de transfer termic convectiv este de 260 W/m 2 K. Analiza termică a vizat obținerea de rezultate privind influența stratului depus pe suprafața interioară a cilindrului asupra transferului termic prin cilindru. În acest scop realizându-se distribuții de temperatură și flux termic în materialele considerate Analiza structurală a comportamentului cilindrului În vederea obținerii distribuției de tensiune în cilindru s-a utilizat metoda elementului finit. În cadrul acesteia, în etapa de preprocesare, s-a realizat discretizarea corpurilor implicate în analiză. Figura 3.1. Rețeaua de discretizare a modelului CAD fără strat utilizat în cadrul analizei structurale Figura 3.2. Rețeaua de discretizare a modelului CAD cu strat utilizat în cadrul analizei structurale În Fig este prezentată rețeaua de discretizare a modelului fără strat utilizată în cadrul analizei structurale. Fig prezintă rețeaua de discretizare a modelului cu strat. Rețeaua de discretizare a modelului cu strat este alcătuită din de noduri și elemente. Pentru modelul fără strat, rețeaua de discretizare este alcătuită din noduri și elemente. 19

20 Pentru definirea diverselor materiale ce intră în componenta modelului s-a utilizat modulul Data Engineering al programului ANSYS Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Pentru a analiza influența coeficientului de frecare datorat rugozității suprafeței stratului asupra stării de tensiuni datorate contactului s-au realizat două analize variind coeficientul de frecare în concordanță cu rezultatele obținute pe epruvetele supuse la oboseală de contact cu și fără prelucrare mecanică Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) fără prelucrare mecanică Fig prezintă direcțiile vectorilor eforturilor unitare din cilindrul cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) în urma solicitării de contact cu segmentul. Vectorii de culoare roșie reprezintă tensiunea principală σ 1, cei de culoare verde tensiunea principală σ 2 și cu culoare albastră sunt reprezentați vectorii tensiunii principale σ 3. Acești vectori sunt descrescători ca valoare în sensul σ 1 >σ 2 >σ 3. Tensiunea tangențială se găsește pe direcții aflate la un unghi de 45º față de direcția tensiunilor principale. Figura 3.3. Distribuția vectorilor tensiunii principale în materialul cilindrului cu un strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) fără prelucrare mecanică Ca urmare a apariției tensiunilor principale în urma solicitării de contact în Fig este prezentată distribuția tensiunilor normale produse de acestea. Fig a prezintă distribuția tensiunii principale σ 1. Orientarea acestei tensiuni produce compresiune în unele regiuni a materialului, această componentă având valoarea maximă de 0,36 MPa și întindere în altele având valoarea maximă a componentei de întindere de 1,4 MPa. Distribuția tensiunii principale σ 2 este prezentată în Fig b. Pentru această tensiune componenta de compresiune are valoarea maximă de 0,78 MPa, iar componenta de întindere are valoarea maximă de 0,89 MPa. 20

21 Distribuția tensiunii principale σ 3 este prezentată în Fig c. Pentru această tensiune principală componenta de compresiune are valoarea maximă de 1,35 MPa, iar componenta de întindere are valoarea maximă de 0,1 MPa. Figura 3.4. Tensiunile normale din cilindrul cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) produse de tensiunile principale după direcțiile principale: a) tensiunea principală σ 1, b) tensiunea principală σ 2 și c) tensiunea principală σ 3 În Fig este prezentată distribuția tensiunii echivalente pentru cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al). Tensiunea echivalentă maximă apare la interfața dintre stratul depus și materialul de bază și are valoarea de 1,49 MPa. Tensiunea echivalentă maximă ce apare pe suprafața exterioară a stratului are valoarea de 1,17 MPa. Figura 3.5. Distribuția tensiunii echivalente pentru cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) fără prelucrare mecanică 21

22 În Fig este prezentată deformația elastică ce apare în cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) datorită contactului cu segmentul. Valoarea maximă a deformației are valoarea de 5,6876x10-6 mm/mm. Valoarea deformației elastice ce apare pe suprafață este foarte mică comparativ cu curba tensiune deformație a materialului de bază și a stratului. Figura 3.6. Deformația elastică ce apare în cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) fără prelucrare mecanică Tensiunea normală ce apare pe suprafața stratului depus ca urmare a solicitării de contact după direcția x (având în vedere sistemul de coordonate al modelului) prezintă două componente scoase în evidență de asemenea și de orientarea tensiunilor principale și anume: o componentă de compresiune și o componentă de întindere. Valoarea maximă a componentei de întindere este de 0,9 MPa, iar valoarea maximă a componetei de compresiune este de 0,8 MPa. Distribuția acestor componente este prezentată în Fig Figura 3.7. Distribuția tensiunii normale pentru cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) fără prelucrare mecanică Distribuția tensiunii tangențiale maxime din planul xy conform sistemului de coordonate al modelului pentru cilindrul cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni20Al) este prezentată în Fig Tensiunea tangențială apare ca urmare a frecării segmentului pe suprafața cilindrului. În cilindru apar două componente a tensiunii tangențiale care se găsesc în plane la 45º față de planele tensiunii normale maxime. Componenta τ 1 a tensiunii tangențiale are valoarea maximă de 0,28 MPa, iar componenta τ 2 are valoarea maximă de 0,26 MPa. 22

23 Figura 3.8. Distribuția tensiunii tangențiale pentru cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) fără prelucrare mecanică Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) cu prelucrare mecanică de finisare Direcțiile tensiunilor principale ce apar în materialul cilindrului cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) în urma solicitării de contact cu un coeficient de frecare mai scăzut sunt prezentate în Fig Figura 3.9. Distribuția vectorilor tensiunii principale în materialul cilindrului cu un strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) cu prelucrare mecanică Distribuția tensiunilor principale după direcții principale ca urmare a solicitării de contact este prezentată în Fig Tensiunea principală σ 1 are valoarea maximă a componentei de compresiune de 0,36 MPa, iar pentru componenta de întindere are valoarea maximă de 1,43 MPa. Componenta de compresiune în cazul tensiunii principale σ 2 are valoarea maximă de 0,76 MPa, iar componenta de întindere are valoarea maximă de 0,89 MPa. În cazul componentei de compresiune a tensiunii principale σ 3 valoarea maximă a acesteia este de 1,31 MPa, iar componenta de întindere are valoarea maximă de 0,11 MPa. 23

24 Figura Tensiunile normale din cilindrul cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) produse de tensiunile principale după direcțiile principale: a) tensiunea principală σ 1, b) tensiunea principală σ 2 și c) tensiunea principală σ 3 Distribuția tensiunii echivalente în acest caz este prezentat în Fig Valoarea maximă a acesteia apare de asemenea la interfața dintre stratul depus și materialul de bază și are valoarea de 1,51 MPa. Tensiunea maximă ce apare pe suprafața exterioară a stratului depus are valoarea de 1,18 MPa. Figura Distribuția tensiunii echivalente pentru cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) cu prelucrare mecanică Deformația elastică indusă în materialul cilindrului ca urmare a solicitării de contact este prezentată în Fig Valoarea maximă a acesteia este de 5,7361x10-6 mm/mm, valoare de asemenea foarte mică. 24

25 Componenta de compresiune a tensiunii normale ce apare în materialul cilindrului după direcția x are valoarea maximă de 0,77 MPa, iar componenta de întindere are valoarea maximă de 0,91 MPa. Distribuția tensiunii normale după direcția x este prezentată în Fig Figura Deformația elastică ce apare în cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) cu prelucrare mecanică Figura Distribuția tensiunii normale pentru cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) cu prelucrare mecanică Figura Distribuția tensiunii tangențiale pentru cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) cu prelucrare mecanică 25

26 Tensiunea tangențială din planul xy pentru cilindru cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) este prezentată în Fig Componenta τ 1 are valoarea maximă de 0,27 MPa, iar componenta τ 2 are în acest caz valoarea de 0,26 MPa Rezultatele obținute în urma analizei termice efectuate pe cilindrul cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) În Fig este prezentată distribuția de temperatură în cazul cilindrului cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al). Temperatura maximă prezentă în cilindru se găsește în regiunea superioară a acestuia și are valoarea de 329 ºC. În regiunea segmentului temperatura atinsă în cilindru are valoarea de 317 ºC. Figura Distribuția de temperatură în cazul cilindrului cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Figura Distribuția fluxului termic în cazul cilindrului cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Fig prezintă distribuția fluxului termic în cilindrul cu stratul de Al 2 O 3 30(Ni 20Al). Fluxul termic maxim prin strat are valoarea de 0,38 W/mm 2 și apare în zona de contact cu segmentul. 26

27 Concluzii parțiale După cum se poate observa, prin scăderea coeficientului de frecare tensiunea din material suferă o ușoară creștere, însă valorile acesteia sunt mici. Se poate concluziona că acest strat prezintă un comportament mecanic bun Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu un strat depus de NiAlSi Și în acest caz s-a analizat comportamentul mecanic al cilindului cu strat pentru două valori a coeficientului de frecare dintre suprafețele în contact. Valorile coeficientului de frecare au fost cele determinate în cadrul testului de oboseală de contact din Capitolul Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu un strat depus de NiAlSi fără prelucrare mecanică În Fig sunt prezentate direcțiile principale ale tensiunilor principale ce apar în materialul cilindrului cu strat depus de NiAlSi în urma solicitării de contact. Ca și în cazul precedent culoarea roșie simbolizează tensiunea principală σ 1, culoarea verde reprezintă tensiunea principală σ 2, iar culoarea albastră tensiunea principală σ 3. Figura Distribuția vectorilor tensiunii principale în materialul cilindrului cu un strat de NiAlSi fără prelucrare mecanică În Fig este prezentată distribuția tensiunilor principale în materialul cilindrului. Tensiunea principală σ 1 prezintă o componentă de compresiune cu valoarea maximă de 1,88 MPa și o componentă de întindere cu valoarea maximă de 3,94 MPa (Fig a). Tensiunea principală σ 2 este prezentată în Fig b și prezintă o componentă de compresiune cu valoarea maximă de 2,4 MPa și o componentă de întindere cu valoarea maximă de 2,36 MPa. Fig c prezintă distribuția de tensiune principală σ 3 având o componentă de compresiune cu valoarea maximă de 4,24 MPa și o componentă de întindere de 0,37 MPa. 27

28 Figura Tensiunile normale din cilindrul cu strat depus de NiAlSi produse de tensiunile principale după direcțiile principale: a) tensiunea principală σ 1, b) tensiunea principală σ 2 și c) tensiunea principală σ 3 Distribuția tensiunii echivalente în cilindrul ce are un strat de NiAlSi depus este prezentată în Fig Tensiunea echivalentă maximă ce apare la interfața dintre stratul depus și materialul de bază are valoarea de 3,18 MPa. Deformația elastică ce apare în cilindrul cu un strat depus de NiAlSi este prezentată în Fig Valoarea maximă a acesteia este de 1,5798x10-5 mm/mm. Tensiunea normală după direcția x ce apare în cilindrul cu strat de NiAlSi este prezentat în Fig Valoarea maximă a componentei de întindere a tensiunii normale după direcția x este de 2,365 MPa. Tensiunea normală de compresiune are valoarea maximă de 2,412 MPa. Figura Distribuția tensiunii echivalente pentru cilindrul cu un strat depus de NiAlSi fără prelucrare mecanică 28

29 Figura Deformația elastică ce apare în cilindrul cu un strat depus de NiAlSi fără prelucrare mecanică Figura Distribuția tensiunii normale pentru cilindrul cu un strat depus de NiAlSi fără prelucrare mecanică În Fig este prezentată distribuția tensiunii tangențiale din planul xy prezente în cilindrul cu strat depus de NiAlSi. Componenta τ 1 are în acest caz valoarea maximă de 0,501 MPa, iar componenta τ 2 a tensiunii tangențiale din plane paralele cu planul xy are valoarea maximă de 0,511 MPa. Figura Distribuția tensiunii tangențiale pentru cilindrul cu un strat depus de NiAlSi fără prelucrare mecanică 29

30 Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu un strat depus de NiAlSi cu prelucrare mecanică de finisare Pentru cilindrul cu strat depus de NiAlSi și coeficient de frecare conform epruvetei lepuite direcțiile tensiunilor principale sunt prezentate în Fig Semnificația culorilor vectorilor din figura este aceeași ca și în cazurile prezentate anterior. Figura Distribuția vectorilor tensiunii principale în materialul cilindrului cu un strat de NiAlSi cu prelucrare mecanică Figura Tensiunile normale din cilindrul cu strat depus de NiAlSi produse de tensiunile principale după direcțiile principale: a) tensiunea principală σ 1, b) tensiunea principală σ 2 și c) tensiunea principală σ 3 În Fig este prezentată distribuția tensiunilor principale în materialul cilindrului cu strat depus de NiAlSi. Tensiunea principală σ 1 prezintă o componentă de compresiune cu 30

31 valoarea maximă de 1,88 MPa și o componentă de întindere cu valoarea maximă de 3,94 MPa (Fig a). Tensiunea principală σ 2 este prezentată în Fig b și prezintă o componentă de compresiune cu valoarea maximă de 2,36 MPa și o componentă de întindere cu valoarea maximă de 2,4 MPa. Fig c prezintă distribuția de tensiune principală σ 3 având o componentă de compresiune cu valoarea maximă de 4,23 MPa și o componentă de întindere de 0,37 MPa. Distribuția tensiunii echivalente pentru cilindrul cu un strat depus de NiAlSi este prezentată în Fig Și în această situație tensiunea echivalentă maximă apare la interfața dintre strat și materialul de bază având o valoare maximă de 4,08 MPa. Figura Distribuția tensiunii echivalente pentru cilindrul cu un strat depus de NiAlSi cu prelucrare mecanică Figura Deformația elastica ce apare în cilindrul cu un strat depus de NiAlSi cu prelucrare mecanică În Fig este prezentată deformația elastică ce apare în cilindrul cu un strat depus de NiAlSi. Valoarea maximă a acesteia este de 1,5794 x 10-5 mm/mm. Distribuția tensiunii normale după direcția x pentru cilindrul cu un strat depus de NiAlSi este prezentată în Fig Componenta de întindere a tensiunii normale după direcția x are valoarea maximă de 2,364 MPa, iar componenta de compresiune are valoarea maximă de 2,41 MPa. 31

32 Figura Distribuția tensiunii normale pentru cilindrul cu un strat depus de NiAlSi cu prelucrare mecanică Tensiunea tangențială din plane paralele cu planul xy pentru cilindrul cu un strat depus de NiAlSi are direcțiile în plane poziționate la un unghi de 45º față de planele în care se găsesc direcțiile tensiunii normale. Acest lucru este scos în evidență în Fig unde este prezentată distribuția tensiunii tangențiale față de acest plan. Componenta τ 1 a tensiunii tangențiale are valoarea maximă de 0,504 MPa, iar componenta τ 2 a tensiunii tangențiale are valoarea de 0,513 MPa. Figura Distribuția tensiunii tangențiale pentru cilindrul cu un strat depus de NiAlSi cu prelucrare mecanică Rezultatele obținute în urma analizei termice efectuate pe cilindrul cu un strat depus de NiAlSi Distribuția termică pentru stratul depus pe cilindru din NiAlSi este prezentată în Fig Temperatura maximă apare de asemenea în regiunea superioară a cilindrului și are valoarea de 342 ºC. În zona de contact cu segmentul, temperatura pe suprafața stratului este de 319 ºC. Fluxul termic maxim ce se găsește pe suprafața stratului depus are valoarea de 0,10359 W/mm 2. Fluxul termic maxim din materialul de bază în apropierea zonei de contact cu segmentul are valoarea de 0,46518 W/mm 2 (Fig ). 32

33 Figura Distribuția de temperatură în cazul cilindrului cu un strat depus de NiAlSi Figura Distribuția fluxului termic în cazul cilindrului cu un strat depus de NiAlSi Concluzii parțiale Și în acest caz prin scăderea coeficientului de frecare se înregistrează o ușoară creștere a tensiunii maxime ce apare în materialul cilindrului ca urmare a solicitării de contact. Temperatura maximă la care ajunge materialul este mai ridicată ca urmare a faptului că materialul stratului prezintă un coeficient de transfer termic conductiv mai redus, însă temperatura la care ajunge materialul de bază este mai redusă Rezultatele obținute în urma analizei efectuate pe cilindrul fără strat Pentru a avea o bază de referință față de care să se poată compara rezultatele obținute pentru cele două straturi aplicate pe suprafața interioară a cilindrului s-a realizat o analiză în care cilindru este realizat doar din materialul de bază fără să se aplice nici un strat pe suprafața activă a acestuia. Pașii urmați în analiză au fost similari cu cei din cazurile precedente cu excepția faptului că s-a utilizat doar o singură valoare a coeficientului de frecare în concordanță cu rezultatele experimentale obținute în cadrul testului de oboseală de contact pentru materialul de bază. 33

34 Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul fără strat depus Fig prezintă direcția vectorilor tensiunilor principale în materialul cilindrului fără strat. Semnificația celor trei culori din figură este acceași ca și în cazurile precedente. Figura Distribuția vectorilor tensiunii principale în materialul cilindrului fără strat depus Distribuția tensiunii principale σ 1 este prezentată în Fig a. Componenta de întindere a acestei tensiuni are valoarea maximă de 0,47 MPa, iar componenta de compresiune are valoarea maximă de 0,12 MPa. Figura Tensiunile normale din cilindrul fără strat depus produse de tensiunile principale după direcțiile principale: a) tensiunea principală σ 1, b) tensiunea principală σ 2 și c) tensiunea principală σ 3 34

35 Pentru tensiunea principală σ 2 valoarea maximă a componentei de întindere este de 0,22 MPa, iar cea de compresiune are valoarea de 0,54 MPa (Fig b). În cazul tensiunii principale σ 3 valoarea maximă de întindere este de 0,12 MPa și cea de compresiune de 0,66 MPa (Fig c). Tensiunea echivalentă în cazul cilindrului realizat doar din materialul de bază este prezentată în Fig Valoarea maximă a tensiunii echivalente se găsește în zona de contact cu segmentul și este de 0,5 MPa. Modul în care tensiunea este distribuită în material este complet diferit. Mare parte din material este solicitat mecanic spre deosebire de cilindrul cu strat unde tensiunea echivalentă se concentrează în zona de contact. Figura Distribuția tensiunii echivalente pentru cilindrul fără strat depus Fig prezintă deformația elastică ce apare în cilindru. Valoarea maximă a deformației pentru cilindrul fără strat depus este de 4,3811 x 10-6 mm. Figura Deformația elastică ce apare în cilindrul fără strat depus Tensiunea normală după direcția x ce apare în materialul cilindrului fără strat este prezentată în Fig Valoarea maximă a componentei de compresiune este de 0,59 MPa, iar valoarea maximă a componentei de întindere este de 0,34. Fig prezintă distribuția tensiunii tangențiale în cilindrul fără strat depus. Componenta τ 1 are valoarea maximă de 0,11 MPa, iar componenta τ 2 are valoarea maximă de 0,11 MPa. 35

36 Figura Distribuția tensiunii normale pentru cilindrul fără strat depus Figura Distribuția tensiunii tangențiale pentru cilindrul fără strat depus Rezultatele obținute în urma analizei termice efectuate pe cilindrul fără strat depus Fig prezintă distribuția de temperatură în cazul cilindrului fără strat depus. Valoarea maximă a temperaturii ce se atinge în materialul cilindrului este de 325 ºC. Valoarea maximă a fluxului termic pe suprafața de contact a cilindrului este de 0,1543 W/mm 2, după cum se poate observa în Fig ce prezintă distribuția fluxului termic în acesta. Figura Distribuția de temperatură în cazul cilindrului fără strat depus 36

37 Figura Distribuția fluxului termic în cazul cilindrului fără strat depus Concluzii parțiale În cazul cilindrului fără strat tensiunile care apar în material sunt semnificativ mai mici față de cele două cazuri anterioare. Acest lucru a avut loc datorită faptului că cilindrul fără strat reprezintă un sistem cu o rigiditate mai scăzută față de cilindrul cu strat depus. În cazul cilindrului fără strat depus întreaga masă de material este solicitat mecanic spre deosebire de comportamentul cilindrului cu strat unde tensiunile s-au concentrat cu precădere în zona de contact și în materialul stratului. Deformațiile ce apar în materialul cilindrului apar pe o suprafață mai mare față de cilindru cu strat depus. Concentrarea tensiunilor pe o zonă mult mai restrânsă în cazul cilindrului cu strat poate avea un efect benefic datorită reducerii uzurii materialului. Temperatura ce se atinge în material crește prin depunerea straturilor datorită faptului că stratul are un coeficient de transfer termic conductiv mai mic. Acest lucru duce la posibilitatea reducerii canlității de fluid de răcire necesar. Capitolul IV Metode şi echipamente pentru depunerea şi caracterizarea straturilor superficiale În acest capitol sunt descrise instalaţiile şi metodele care au fost alese pentru a fi utilizate în planul de cercetare al tezei de doctorat. Instalația de depunere SPRAYWIZARD 9MCE a straturilor superficiale Probele pe care au fost efectuate testele de durabilitate au fost realizate cu ajutorul instalaţiei de depunere în jet de plasmă tip SPRAYWIZARD 9MCE aflat în dotarea Facultăţii de Mecanică, domeniul Ingineria Materialelor (Fig. 3.1.) Figura 4.1. Instalația de pulverizare în jet de plasmă 37

38 Difractometrul cu raze X Difractometrul de raze X Pert PRO MRD aflat în dotarea laboratorului prezintă o configuraţie a componentelor ce poate fi aplicată cu succes în mai multe domenii, în special în ceea ce priveşte analiza pulberilor, a straturilor subţiri (compoziţie, grosime, rugozitate, densitate), determinarea compoziţiei fazice (calitativ, semicantitativ şi cantitativ); cristalografie; analiza microtensiunilor (cantitativ); analiza cristalografică pe probe cu suprafaţa plană sau neregulată; Spectrometru Foundry Master Analiza spectrometrică aplicată epruvetelor a fost realizat cu ajutorul spectrometrului Foundry Master aflat în dotarea Facultăţii de Știința și Ingineria Materialelor. Microscop electronic de baleiaj În acestă cercetare au fost achiziţionate iniţial imagini de topografie cu electroni secundari a probelor, în diferite zone. S-a lucrat în modulul Low Vacuum, la presiuni de ordinul a Pa, folosind detectorul tip ETD (Everhardt -Thornley Detector) şi o tensiune de accelerare a fascicului de electroni de 30kV. S-a lucrat la puteri de mărire cuprinse între 100x x, cu o distanţă de lucru de aproximativ 15 mm. Instalație pentru analiza topografică Măsurători ale rugozitătii suprafeţei, se vor efectua cu ajutorul sistemului Form Talysurf Intra, produs de firma Taylor Hobson LEICESTER, ENGLAND, din dotarea Laboratorului de Tribologie al Facultătii de Mecanică. Figura 4.2. Difractometrul de raze X Panalytical X Pert Pro MRD Figura Spectrometru Foundry Master 01J0013 Figura 4.4. Microscopul electronic Quanta 200 3D Figura 4.5. Sistemul principal al profilometrului 38

39 Cuptor destinat tratamentului termic Tratamentul termic aplicat epruvetelor a fost realizat cu ajutorul cuptorului electric aflat în dotarea Facultăţii de Știința și Ingineria Materialelor (Fig. 3.6.). Acesta este alcătuit dintr-o cameră electrică cu lungimea de 400 mm, o lățime de 300 mm și o înălțime de 200 mm, cărămida refractară delimitează spațiul de lucru și au rolul de susținere a rezistorilor. Figura 4.6. Instalaţia pentru tratament termic Instalaţia de analiză dilatometrică Analiza dilatometrică aplicată epruvetelor a fost realizat cu ajutorul instalației dilatometrice aflat în dotarea Facultăţii de Știința și Ingineria Materialelor. Figura 4.7. Instalaţia L75HX XXXX Instalaţia de analiză termică diferenţială Sistemul DTA foloseşte un principiu de măsurare dinamic. Acest instrument va măsura fluxul de căldură endo sau exotermă dintre epruvetă şi materialul de referinţă (entalpia) În general aceste fluxuri de căldură sunt caracteristice schimbărilor chimice sau fizice din probă. Proba de test şi un material inert de referinţă sunt încălzite simultan în aceeaşi atmosferă. Instalația de coroziune în gase de ardere Pentru efectuarea testului de coroziune în gaze de ardere s-a utilizat generator de curent electric marca Mohard Robin EY20 Generator RG2400, din dotarea Facultăţii de Mecanică, din cadrul Univ. Tehnice Gh Asachi din Iaşi, Departamentul de Inginerie Mecanică şi Autovehicule Rutiere. Figura 4.8. Sistem pentru analiza termică diferenţială Linsesis STA 1600 Figura 4.9. Generator de curent electric 39

40 Instalaţii pentru evaluarea adeziunii Evaluarea adeziunii suprafeţei, sa efectuat cu ajutorul Tribometrului CETR UMT-2, din dotarea Laboratorului de Tribologie al Facultătii de Mecanică. Maşina de încercări Instron Maşina universală de încercări statice şi la oboseală INSTRON 8801 se remarcă prin stabilitatea mărimilor induse, respectiv, forţă, deplasare şi deformaţie. Figura Modul de testare a adeziunii pe Microtribometrul CETR UMT-2 Figura Sistemul de testare Servohydraulic 8801 Instalaţia experimentală AMSLER Evaluarea suprafetelor in contact, sa efectuat cu ajutorul maşina de încercare AMSLER, din dotarea Facultătii de Mecanică. Spectroscopia de impedanță electrochimică Potențiostatul PARSTAT 4000, prezentat în Fig reprezintă ultimul model de potențiostat produs de Princeton Applied Research. Figura Maşina de încercare AMSLER Figura Potențiostatul PARSTAT

41 Capitolul V Cercetări experimentale asupra straturilor superficiale obţinute prin pulverizare termică în jet de plasmă În acest capitol sunt descrise materialele utilizate pentru depuneri termice și criteriile de selectare a acestora, precum și analiza structurilor obtinute. Materialele supuse analizei au fost alese din cadrul materialelor consacrate în fabricația cilindrilor, din categoria oțeluri. În acest capitol sunt prezentate principalele rezultate ale cercetării cât și interpretările pentru fiecare dintre cele două pulberi metalo - ceramice și metalice alese pentru analiză. Au fost alese cele mai moderne metode de analiză pentru straturile depuse: microscopie optică calitativă și cantitativă, analize structurale prin difracție de raze-x, analiza dilatometrică, analiza termică diferențială și tratament termic aplicat straturilor depuse Depunerea de straturi superficiale în jet de plasmă (APS) Pulverizarea în jet de plasmă a evpruvetelor s-a efectuat cu ajutorul instalaţiei SPRAYWIZARD 9MCE, din dotarea Facultății de Mecanică, Laboratorul de Studiul Materialelor. Metoda de depunere în jet de plasmă este recomandată datorită calității superioare a straturilor obținute și diversității de materiale ce pot fi utilizate pentru depunere. Parametrii tehnologici folosiți în procesul de pulverizare sunt cei recomandaţi de Sulzer Metco în funcţie de granulaţia pulberii şi temperatura de topire a materialelor. Parametrii tehnologici utilizați pentru pulverizarea termică a pulberii metalice utilizată ca strat de acrosaj și a pulberilor depuse la suprafață sunt prezentaţi în Tab Tabelul 5.1. Parametrii de pulverizare adoptaţi pentru pulberile depuse Tipul pulberii Parametrii tehnologici NiCr Al 2 O 3 30(Ni 20Al) NiAlSi Distanţa de pulverizare, (mm) Injector 1,8 1,8 1,8 Intensitatea gazului plasmogen, (A) Tensiunea arcului electric (U) Debitul de argon (m 3 /h) Debitul de hidrogen (m 3 /h) Caracterizarea pulberilor destinate depunerii de straturi prin pulverizare termică Fazele constituente ale pulberii utilizate Pentru determinarea fazelor constituente ale pulberilor ce s-au utilizat în cadrul procesului de depunere a fost folosită metoda difracției de raze x. 41

42 Difractometrul X Pert Pro MRD cu raze X, din dotarea Facultății de Mecanică, Laboratorului de Materiale Avansate, are în dotarea sa un tub de raze X cu anod din Cu k α, λ=1,54 Å, căruia i-a fost aplicată o tensiune de 45 kv cu o intensitate de 40 ma, unghiul de difracţie (2θ) variind între 20 şi 120º. Mărimea fiecărui pas a fost de 0,013º (2θ). Datele obţinute au fost prelucrate cu ajutorul unui software special X Pert Data Collector, X Pert High Score Plus şi X Pert Data Viewer, fiind redate în final sub forma unor difractograme în coordonate unghi de difracţie (2θ) şi intensitate absolută a maximului de difracţie (Fig. 5.1, Fig. 5.2 și Fig. 5.3). Analiza de difracţie de raze X a fost efectuată pe toate cele trei pulberi studiate în această lucrare: pulberile de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) (Metco 410NS) și NiAlSi şi cea metalică de acrosaj Ni20Cr (43C-NS). În Fig este prezentată difractograma realizată pe pulberea de Al 2 O 3 30(Ni 20Al). Difractograma efectuată pe pulbere evidenţiază existenţa celor două faze: faza romboedrică a oxidului de aluminiu şi cea cubică a nichelului, majoritară fiind faza romboedrică a oxidului de aluminiu. Figura 5.1. Difractograma de raze X pentru pulberea de Al 2 O 3 30(Ni 20Al), intervalul unghiului de difracţie 2θ = Figura 5.2. Difractograma de raze X pentru pulberea de NiAlSi, intervalul unghiului de difracţie 2θ =

43 Figura 5.3. Difractograma de raze X pentru pulberea metalică Ni20Cr, intervalul unghiului de difracţie 2θ = Difractograma efectuată pe pulberea de NiAlSi evidenţiază existenţa fazei Al aceasta fiind una cubică, faza cubică a Ni 0.92 Si 0.08, faza hexagonală a SiO 2 și faza romboedrică a SiC (Fig. 5.2.). În Fig este prezentată difractograma realizată pe pulberea utilizată ca şi strat intermediar. Difractograma efectuată pe pulbere evidenţiază o structură cubică formată din CrNi Dimensiunea şi morfologia particulelor pulberilor utilizate Dimensiunea particulelor a fost analizată cu ajutorul microscopului electronic, QUANTA 200 3D Dual Beam, din dotarea Laboratorului de Microscopie Electronică de la Facultatea de Mecanică. Rezultatele obtinute sunt prezentate în Fig. 5.4.a/b și c. a) b) 43

44 c) Figura 5.4. Microstructuri SEM și analiza chimică elementală EDS: a) Al 2 O 3 30(Ni 20Al), b) NiAlSi şi c) Ni20Cr 5.3. Ceretări experimentale asupra caracterizării structurale a straturilor obținute Analize structurale prin difracţie de raze-x Deoarece pulberea iniţială este un amestec Al, O și Ni, sunt prezente toate maximele specifice planelor cristalografice caracteristice. Difractogramele epruvetelor prezintă un număr mai mic de pick-uri, pe de o parte datorită formării unor noi compuşi cu noi tipuri de reţele cristalografice, iar pe de altă parte datorită expunerii reduse a unor plane cristalografice, în principal datorită influenţei suportului şi a texturării. Determinarea parametrilor celulelor elementare arată apariţia pe substrat a unei reţele modificate faţă de cea originală (pulberea), după cum poate fi observat în Fig Figura 5.5. Difractograma de raze X al stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al), intervalul unghiului de difracţie: 2θ = În urma procesului de depunere materialul depus suferă unele schimbări structurale. Datorită temperaturii ridicate la care a avut loc depunerea faza de Al 2 O 3 își modifică rețeaua cristalină din romboedric în cubic. Dacă în cazul pulberii, nichelul se regăsea sub formă de fază liberă, în urma procesului de depunere acesta se aliază cu aluminiul formând o fază dispersată (Al 0,14 Ni 0,86 ) în matrice de Al 2 O 3. 44

45 Pulberea iniţială folosită pentru stratul NiAlSi este un amestec de Al, Si, C și Ni. Difractogramele epruvetelor prezintă un număr mai mic de pick-uri datorită formării unor noi compuşi cu noi tipuri de reţele cristalografice. Figura 5.6. Difractograma de raze X al stratului de NiAlSi, intervalul unghiului de difracţie: 2θ = În Fig sunt prezentate fazele ce apar în stratul depus ca urmare a procedeului de depunere. În urma procesului de depunere stratul capătă un aspect de matrice alcătuită din faza de Al 0,14 Ni 0,86 în care sunt dispersate faze de Ni 0,92 Si 0,08 și SiO 2. Faza principală de Al 0,14 Ni 0,86 își păstrează sistemul cristalin cubic ce caracteriză pulberea și după procesul de depunere. Carbura de Si ce aparea în pulbere se descompune în urma procesului de pulverizare, carbonul nemaifiind prezent în stratul depus, acesta degajându-se în timpul pulverizării sub formă de dioxid de carbon (CO 2 ). Oxidul de Si suferă o schimbare a sistemului de cristalizare față de pulberea inițială datorită temperaturii ridicate din hexagonal în tetragonal. Faza de Ni 0,92 Si 0,08 își păstrează structura cristalină cubică. Concluzii parțiale În urma analizei de difracție cu raze X a rezultat ca structura stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) după procesul de depunere este alcătuită dintr-o matrice de oxid de aluminiu, faza cristalizată în sistem cubic, în care se află dispersată o fază de Al 0,14 Ni 0,86 cristalizată de asemenea în sistem cubic. În cazul stratului de NiAlSi acesta este alcătuit dintr-o matrice de Al 0,14 Ni 0,86 cristalizată în sistem cubic în care se găsesc două faze dispersate și anume: Ni 0,92 Si 0,08 cristalizat în sistem cubic și SiO 2 cristalizat în sistem tetragonal Analize structurale ale straturilor obţinute în jet de plasmă prin microscopie electronică În figurile următoare sunt prezentate imagini de electroni secundari obţinute cu ajutorul microscopiei electronice de baleaj pe Microscopul Quanta 200 3D, lucrându-se în modulul High 45

46 Vacuum, la presiuni de lucru cuprinse între Pa, folosind detectorul de tip LFD (Large Field Detector). Tensiunea de accelerare a fasciculului de electroni utilizată a fost de 20kV, iar distanţa de lucru a fost de 15 mm. S-a lucrat la puteri de mărire cuprinse între 300x 5.000x. Prin procedeul de depunere în jet de plasmă pulberea reacționează în timpul procesului de depunere cu oxigenul din aer și formează o cantitate de oxizi mai ridicată decât cele întâlnite la alte procedee de depunere termică. În Fig este prezentată analiza chimică și elementală a stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al). Analiza EDS s-a efectuat atât pe stratul de la suprafață cât şi pe cel intermediar pentru evidenţierea compoziţiei chimice a acestora. Se observă prezenţa elementelor pulberii Al, O și Ni. Cu ajutorul microscopului s-a realizat harta de distribuţie a elementelor chimice a stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) (Fig. 5.8.). Fierul care se observă în urma analizei elementale se regăsește în materialul de bază după cum poate fi observat în harta de distribuție unde fierul este distribuit în partea din dreapta a secțiunii. Oxigenul se găsește distribuit atât în materialul de bază cât și în cele două straturi depuse, în general acesta aflându-se sub formă de oxizi. Nichelul și cromul se regăsesc cu precădere în zona stratului intermediar, iar nichelul se găsește de asemenea într-o proporție mai mare în zona stratului depus și în materialul de bază. Cromul se mai găsește de asemenea și în materialul de bază, având în vedere că acesta este un oțel aliat. Aluminiul se găsește în zona stratului superficial depus, iar restul urmelor de aluminiu din secțiune se datorează procesului de debitare. Siliciul apare doar ca element de aliere a materialului de bază. Figura 5.7. a) Imagine SEM a stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) și b) Analiza chimică elementală EDS a stratului Figura 5.8. Harta de distribuţie a elementelor chimice În Fig sunt prezentate elementele chimice ale stratului depus în jet de plasmă format din NiAlSi, iar în Fig harta de distribuție a acestora. Ca și în cazul precedent fierul ce 46

47 apare în urma analizei elementale este distribuit uniform în materialul de bază (ce este un oțel aliat) pe care s-a depus strat. Nichelul se găsește cu preponderență în zona stratului de acroș, însă și în zona stratului superficial și a materialului de bază. Cromul se găsește în zona materialului de bază ca element de aliere și în stratul intermediar. Aluminiul este un element specific stratului superficial depus, el răspândindu-se în secțiune datorită operației de debitare. Siliciul se găsește atât în materialul de bază cât și în stratul depus. Oxigenul este uniform distribuit în secțiune, acesta găsindu-se sub formă de oxizi. Figura 5.9. a) Imagine SEM a stratului de NiAlSi și b) Analiza chimică elementală EDS a stratului Figura Harta de distribuţie a elementelor chimice Figura a) Imagine SEM a stratului de acros Ni20Cr și b) Analiza chimică elementală EDS a stratului În Fig sunt prezentate elementele chimice ale stratului de acroș depus în jet de plasmă format din Ni20Cr, iar în Fig harta de distribuție a acestora. După cum poate fi 47

48 observat din harta de distribuție elementele chimice ce predomină în stratul intermediar sunt nichel și crom. Figura Harta de distribuţie a elementelor chimice Prima epruvetă analizată din punct de vedere morfologic este cea a stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al). În Fig a și b se prezintă imagini SEM la suprafaţa stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) la diferite puteri de mărire. Deși stratul prezintă un caracter compact, pe suprafața acestuia sunt evidențiate defecte precum pori și microfisuri. Porii rezultă în urma procesului de depunere datorită golurilor ce se formează între particulele de material deformate la impactul cu suprafața ce se dorește depusă (Fig a). Microfisurile apar datorită gradientului termic de răcire a stratului depus (Fig b). a) b) Figura Structura straturilor obținute prin pulverizare termică a stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al): a structura poroasă; b microfisuri ce apar în urma răcirii În Fig este prezentată micrografia SEM în secţiune transversală a stratului superficial de Al 2 O 3 30(Ni 20Al). Se poate observa din figură că între materialul de bază și stratul de acroș este o bună aderență. Microstructura stratului depus este formată din particule alungite între care se observă prezența suprafețelor de separație între strat și stratul de acroș. Se pot observa pori de diferite dimensiuni cu dispunere preferențială pe anumite direcții. În Fig sunt prezentate imagini SEM la o putere de mărire mai mare ale aceluiaș strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) obținut prin procedeul de depunere în jet de plasmă. Stratul obținut prezintă o structură densă cu puțini pori. Acoperirile au aspectul unor grăunţi columnari stratificaţi, cu fisuri inter-lamelare şi microfisuri intra-lamelare. 48

49 Figura Imagini de electroni secundari în secţiune transversală a stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Microfisurile se formează în timpul procesului de răcire ca urmare a tensiunilor interne datorate gradientului termic. În Fig a se prezintă imagini SEM în secţiune transversală la interfaţa strat intermediar/strat metalo ceramic. La puteri mari de mărire (Fig b) se poate observa că există spaţii înguste la limita dintre splat-uri. a) b) Figura Microstructuri SEM în secţiunea transversală a stratului Al 2 O 3 30(Ni 20Al): a) interfaţa strat Al 2 O 3 30(Ni 20Al)/strat aderent 1000x și b) detaliu 5000x Cea de a doua epruvetă analizată din punct de vedere morfologic este cea cu stratul depus din NiAlSi. În Fig a și b sunt prezentate imagini SEM la suprafaţa superficială a stratului. Structura stratului este de asemenea una poroasă și cu caracter stratificat datorită splaturilor ce se formează (Fig a). a) b) Figura Structura straturilor obținute prin pulverizare termică a stratului de NiAlSi: a structură poroasă; b microfisuri ce apar în urma răcirii 49

50 Formarea microfisurilor se datorează de asemenea existeței tensiunilor interne la nivelul stratului depus (Fig b). Aceste tensiuni au caracter termic, fiind generate de diferențele dintre temperatura particulelor pulverizate aflate la contactul cu suprafața suport și temperatura stratului de bază. În Fig se evidenţiază deformarea particulelor de material topit la impactul cu substratul. Aderenţa la interfaţa stratului prezintă un aspect calitativ bun fără neuniformităţi. Grosimea stratului intermediar NiCr este cuprinsă între µm şi cea a stratului de NiAlSi este de aproximativ 140 µm. În secţiune transversală, se observă o bună difuzie între stratul aderent şi cel de NiAlSi (Fig a). Structura stratului este formată din splat-uri de tip columnar orientate pe direcţia gradientului termic format în timpul răcirii. La creşterea puterii de mărire (Fig b) se pot observa goluri formate la limitele dintre splat-urile vecine. Figura Imagini de electroni secundari în secţiune transversală al stratului de NiAlSi a) b) Figura Microstructuri SEM în secțiune transversală a stratului NiAlSi: a) interfaţa strat NiAlSi/strat aderent 1000 și b) detaliu 5000 Concluzii parțiale Structura în cele doua cazuri este una columnar stratificată, cu fisuri lamelare şi intralamelare, cu pori mari, punți formate între splat-urile vecine. Această structură se datorează procedeului de depunere prin faptul că particulele de material cu energie cinetică ridicată se lovesc de suprafața materialului de bază, iar energia cinetică a acestora se transformă în energie de variație a formei particulei astfel obținându-se caracterul alungit al acestora. Temperatura ridicată a particulelor duce la apariția tensiunilor interne datorită contracției neuniforme a 50

51 acestora în timpul procesului de răcire. Acest lucru duce la formarea microfisurilor la interfața particulelor vecine dar și în interiorul acestora Teste destinate analizelor termice Analize structurale prin difracţie de raze-x ale straturilor în urma tratamentelor termice Analiza de difracţie de raze X a fost efectuată în scopul de a se observa şi evidenţia modificările structurale în funcţie de temperatura aplicată pentru fiecare tratament termic comparativ cu fazele ce au fost evidenţiate pe epruvetele netratate termic. Pe difractograma cumulativă din Fig sunt înserate şi prezentate graficele rezultate în urma analizei de difractie pentru stratul de Al 2 O 3 30(Ni 20Al). În urma aplicării tratamentului termic asupra stratului se poate observa o scădere în intensitate a pick-urilor odată cu creşterea temperaturii. Figura Difractograma cumulată de raze X al stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al), cu intervalul unghiului de difracţie: 2θ = Figura Difractograma de raze X a stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al), după tratament termic timp de 4 ore la o temperatură de 800ºC, intervalul unghiului de difracţie: 2θ =

52 În Fig este prezentat graficul rezultat în urma difracției de raze X pentru epruveta de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) ce a fost supusă la un tratament termic de 4 ore la 800ºC. Având în vedere vârfurile de intensitate prezente pe grafic se poate distinge prezența a trei faze după diverse direcții cristalografice. Cele trei faze prezente în strat sunt alcătuite dintr-o matrice de Al 2 O 3 în care sunt dispersate celelalte două faze de AlNi 3 și Al 0,96 Ni 1,04. Parametrii rețelei cristalografice ce caracterizează Al 2 O 3 nu se schimbă comparativ cu cei ai stratului înainte de tratament. Faza de AlNi 3 nu era prezentă în stratul inițial ea formându-se în urma tratamenlui termic. Comparativ cu stratul nesupus la tratamentul termic faza de Al 0,96 Ni 1,04 (diferența de proporție din aliaj față de faza din stratul nesupus la tratament vine datorită formării fazei de AlNi 3 ) prezintă o distanță mai mică dintre atomi. Prin creșterea temperaturii la 900ºC în cadrul tratamentului termic, în stratul depus apar fisuri ce ajung până la materialul de bază, acestea mărindu-și dimensiunea odată cu creșterea duratei de menținere. Din acest motiv pe difractograma prezentată în Fig apare Fe 2 O 3 din materialul de bază. Datorită temperaturii ridicate, a prezenței aerului și a difuziei atomice, fierul din materialalul de bază suferă o oxidare suplimentară. Fazele prezente în strat în urma tratamentului termic la temperatura de 900ºC sunt dispersate și după diverse direcții cristalografice. Fazele ce apar sunt: Al 0,96 Ni 1,04, AlNi 3 și Fe 2 O 3. Faza de Al 0,96 Ni 1,04 este cristalizată după un sistem cristalin cubic și prezintă aceiași parametri ai rețelei cristaline ca și la temperatura de 800ºC. De asemenea faza de AlNi 3 prezintă aceleași caracteristici structurale ca în cazul temperaturii de 800ºC (structura cristalină cubică cu aceeași parametrii de rețea). Diferența majoră ce apare datorită creșterii temperaturii la 900ºC este prezența fazei de Fe 2 O 3, care este cristalizată în sistem cristalin romboedric. Figura Difractograma de raze X a stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al), după tratament termic timp de 4 ore la o temperatură de 900ºC, intervalul unghiului de difracţie: 2θ = În Fig sunt prezentate fazele ce apar în stratul depus în urma tratamentului termic la 1000ºC. Prin creșterea temperaturii până la 1000ºC se poate observa că nu apar modificări structurale semnificative în raport cu stratul ce a fost supus la temperatura de 900ºC. Modificarea principală care se produce prin creșterea suplimentară a temperaturii este dispersia mai mare a 52

53 fazelor constituente din strat datorită apariției unei noi fisuri și a propagării suplimentare a celor existente. Figura Difractograma de raze X a stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al), după tratament termic timp de 4 ore la o temperatură de 1000ºC, intervalul unghiului de difracţie: 2θ = În urma tratamentului termic, la temperaturile de 800ºC, 900ºC și 1000ºC cu o durată de patru ore fiecare, asupra epruvetei cu strat depus de NiAlSi a rezultat difractograma cumulativă prezentată în Fig Intensitatea pick-urilor de difracție nu diferă semnificativ față de epruveta fără tratament termic. Figura Difractograma de raze X al stratului de NiAlSi, cu intervalul unghiului de difracţie: 2θ = În Fig sunt prezentate vârfurile de intensitate ce au rezultat în urma difracției de raze X asupra stratului de NiAlSi supus la temperatura de 800ºC. Având în vedere vârfurile de intensitate se poate observa că în stratul supus la această temperatură apar două faze și anume AlNi și Ni 0,92 Si 0,08. Faza de Ni 0,92 Si 0,08 se regăsește dispersată într-o matrice de AlNi. Spre deosebire de stratul depus și nesupus la temperatură apare o schimbare în ceea ce privește fazele constituente și anume: dispare faza tetragonală de SiO 2. 53

54 Figura Difractograma de raze X a stratului de NiAlSi, după tratament termic timp de 4 ore la o temperatură de 800ºC, intervalul unghiului de difracţie: 2θ = Ca și în cazul stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al), stratul de NiAlSi la temperatura de 900ºC prezintă fisuri ce duc la apariția fierului în difracția de raze X. Fazele ce apar în stratul supus la tratament termic la temperatura de 900ºC sunt prezentate sub formă de pik-uri de intensitate a difracției în Fig În structura stratului supus la o temperatură de 900ºC apar patru faze constituente acestea fiind: AlNi, Ni 0,92 Si 0,08, Fe 2 O 3 și NiO. Faza de AlNi își păstrează sistemul cristalin și parametrii rețelei cristalografice ca în cazul stratului nesupus la tratament termic și stratul supus la temperatură de 800ºC, acesta fiind cristalizat în sistem cubic. Aceleași lucruri sunt valabile și pentru faza de Ni 0,92 Si 0,08 acesta fiind de asemenea cristalizat în sistem cubic. Faza de Fe 2 O 3 este cristalizată în sistem romboedric și apare datorită fisurilor ce s-au propagat în strat odată cu creșterea temperaturii. Ultima fază constituentă a stratului, NiO, s-a format datorită oxidării la temperatură ridicată a matricei de AlNi. Această fază este de asemenea cristalizată în sistem cubic. Figura Difractograma de raze X a stratului de NiAlSi, după tratament termic timp de 4 ore la o temperatură de 900ºC, intervalul unghiului de difracţie: 2θ =

55 Figura Difractograma de raze X a stratului de NiAlSi, după tratament termic timp de 4 ore la o temperatură de 1000ºC, intervalul unghiului de difracţie: 2θ = Stratul de NiAlSi supus la o temperatura de 1000ºC suferă transformări structurale majore datorită procesului de oxidare la temperatură ridicată. În primul rând cele două faze constituente principale, AlNi și Ni 0,92 Si 0,08 se descompun formând oxizi. Faza constituentă ce apare în acest strat este Ni în stare pură, cristalizat în sistem cristalin cubic. În urma descompunerii aliajului de AlNi s-a format faza de Al 2 O 3 cristalizată în sistem cubic și faza de Al 5 Fe 2 cristalizată în sistem ortorombic. Siliciu ce se găsea inițial în faza de Ni 0,92 Si 0,08 este oxidat formând două faze alotropice ale oxidului de siliciu și anume una cristalizată în sistem cubic și una cristalizată în sistem hexagonal (Fig ). Concluzii parțiale În cazul stratului depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) în urma tratamentului termic la 800ºC se poate observa că acesta nu suferă transformări de fază până la această temperatură, existând o influență a temperaturii doar asupra valorilor parametrilor cristalografici ce alcătuiesc celula elementară cubică a fazei de AlNi, aceștia scăzând odată cu creșterea temperaturii. La temperaturile de 900ºC și 1000ºC, apariția fisurilor în strat duce la includerea fazelor ce conțin fier în structură. La temperatura de 1000ºC oxidarea fierului este mult mai intensă. Ca și în cazul stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al), stratul de NiAlSi nu prezintă schimbări de fază până la temperatura de 800ºC, fiind influențați doar parametrii rețelelor cristalografice. Schimbările cele mai intense asupra fazelor constituente ale straturilor de NiAlSi au avut loc în cazul stratului supus la tratament termic la temperatura de 1000ºC. Fenomenul de oxidare a fost mult mai intens, descompunând fazele anterioare și formând Al 2 O 3 cristalizat cubic și două stari alotropice ale SiO 2 cristalizate hexagonal și cubic Analiza straturilor obţinute după tratament termic Straturile ce au fost supuse la tratamente termice la temperaturi de 800ºC, 900ºC și 1000ºC pentru o perioada de 4 ore în atmosferă normală au fost analizate utilizând microscopia electronică pentru a se analiza influența temperaturii asupra morfologiei stratului. 55

56 Creşterea magnitudinii imaginilor SEM evidenţiază modul de depunere în straturi succesive a particulelor pulverizate. Între particule există suprafeţe de separaţie. În Fig a este prezentat stratul depus înainte de tratamentul termic. La putere mare de mărire poate fi observat că acesta prezintă o nanostructură microcristalină. Fig b evidențiază morfologia stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) la putere mare de mărire după tratamentul termic la 800ºC. Se poate observa că dimensiunea nanogrăunților a crescut în urma supunerii stratului la temperatură ridicată. Fig c și Fig d prezintă morfologia stratului în urma tratamentelor termice la 900ºC și 1000ºC. Se poate observa că la temperatura de 900ºC nanostructura stratului se distruge și este înlocuită cu microfisuri ce apar la nivelul straturilor depuse ce se extind odată cu creșterea temperaturii, fapt care poate determina ca la temperaturi și mai ridicate de funcționare să se distrugă structura cristalină. Figura Microstructuri SEM ale stratului Figura Microstructuri SEM ale stratului pulverizat din Al 2 O 3 30(Ni 20Al) în secţiune pulverizat cu NiAlSi: a) fară tratament termic, transversală: a) fără tratament termic, b) b) după tratament termic 800ºC/4 h, c) după după tratament termic 800ºC/4 h, c)după tratament termic 900ºC/4 h și d) după tratament termic 900ºC/4 h și d) după tratament termic 1000ºC/4 h tratament termic 1000ºC/4 h La putere mare de mărire structura stratului înainte de tratamentul termic prezintă delimitări clare între straturile succesive rezultate în urma procesului de depunere (Fig a). Prin creșterea temperaturii se poate evidenția la putere mare de mărire formarea unei nano microstructuri. Aceasta devine din ce în ce mai evidentă prin supunerea stratului la tratamente termice la temperatură mai ridicată (Fig b, c și d). Concluzii parţiale Stratul depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) prezintă un comportament negativ odată cu mărirea temperaturii la care s-a realizat tratamentul termic datorită dilatării diferite față de materialul de bază ce a dus la formarea microfisurilor în întreg stratul depus. 56

57 Stratul de NiAlSi a prezentat un comportament superior față de stratul de Al 2 O 3 30(Ni 20Al). Creșterea temperaturii la care s-a realizat tratamentul termic a dus la formarea oxizilor pe suprafața stratului și la apariția unei mano microstructuri în interiorul materialului Analiza dilatometrică a straturilor obţinute Acest test a fost efectuat în scopul determinării diferenţei de dilatare termică dintre o epruvetă acoperită cu strat Al 2 O 3 30(Ni 20Al) şi o epruvetă acoperită cu un strat de NiAlSi. Analiza dilatometrică a fost efectuată cu ajutorul instalaţiei L75H 1400, din cadrul Facultăţii de Ştiinţa şi Ingineria Materialelor, Laboratorul de Analiză Termică. Intervalul de temperatură, la cuptorul cu rezistenţă electrică, la care s-a efectuat testul a fost între ºC, viteza de încălzire a epruvetei a fost de 10ºC/min, viteza de răcire a cuptorului este influenţată de sistemul de răcire cu apă care trebuie să aibă un debit al apei de 5 m 3 /h. În Fig este prezentată curba dilatometrică a materialului de bază. Pentru măsurarea dilatării termice, temperatura materialului a fost ridicată până la 1000ºC. Figura Coeficientul de dilatare termică funcţie de temperatură pe epruveta din material de bază Materialul de bază prezintă un comportament aproximativ liniar în ceea ce privește dilatarea termică până la temperatura de 626,5ºC. Până la această temperatură materialul a suferit o dilatare termică de 110 μm. Între porțiunea punctului de 626,5ºC și 883ºC cementita și perlita aliată se transformă în austenită aliată rămânând și o fracțiune de Fe α aliat. În acest domeniu materialul suferă o contracție, dilatarea scăzând până la 47,8 μm. După temperatura de 883ºC restul de Fe α aliat, din amestecul de austenită și Fe α aliate, se transformă în austenită aliată (Feγ). Sub această formă materialul continuă să se dilate liniar până la temperatura de 1000ºC unde atinge valoarea de 54,7 μm. Pentru epruveta realizată din material de bază cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) curba obținută în urma analizei dilatometrice este prezentată în Fig Se poate observa că profilul curbei este asemănător cu cel al materialului de bază, acest fapt însemnând că materialul 57

58 de bază prezintă o importanță crucială în ansamblul realizat cu stratul depus. În momentul în care materialul suferă transformarea de fază din Fe α, Ce și P aliate în austenită și Fe α aliate, stratul depus continuă dilatarea liniară fapt care produce în forma curbei un punct de inflexiune produs la temperatura de 706,6ºC și la o dilatare termică a epruvetei de 135,5 μm. Dilatarea suplimentară a epruvetei se datorează dilatării liniare a stratului depus. Contracția materialului de bază are loc până la cea de a doua schimbare de fază a acestuia din austenita și Fe α aliate în Fe γ aliat. Contracția se termină la temperatura de 872,7ºC. După această temperatură ambele materiale continuă să se dilate liniar până la temperatura de 1000ºC la care epruveta prezintă o dilatare de 70,6 μm față de dimensiunea inițială. Figura Coeficientul de dilatare termică funcţie de temperatură pe epruveta cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) În Fig este prezentată curba obținută în urma analizei dilatometrice realizată pe epruveta din material de bază pe care a fost depus un strat de NiAlSi. Figura Coeficientul de dilatare termică funcţie de temperatură pe epruveta cu strat de NiAlSi 58

59 Până la temperatura de 711,3ºC epruveta a prezentat un comportament liniar în ceea ce privește dilatarea termică, înregistrând o dilatare termică de 143,4 μm. La temperatura de 711,3ºC efectul contracției materialului de bază datorită transformării de fază devine critic astfel apărând punctul de inflexiune pe curbă. Contracția materialului de bază se oprește la temperatura de 874,8ºC, temperatură la care întreaga compoziție este compusă din Fe γ aliat. La această temperatură epruveta prezintă o dilatare termică de 78,5 μm. Și în acest caz până la temperatura de 1000ºC epruveta se dilată liniar atingând la temperatura maximă o dilatare de 104,5 μm. Concluzii parțiale În urma analizei dilatometrice s-a putut conchide că materialul de bază prezintă o dilatare liniară până la temperatura de 626,5ºC, temperatura la care prezintă o dilatare de 110 μm. Datorită transformărilor de fază materialul suferă o contracție ce duce la scăderea dilatării termice. La temperatura de 1000ºC dilatarea termică are valoarea de 54,7 μm. Epruveta realizată din materialul de bază cu stratul depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) a prezentat o dilatare termică maximă în domeniul liniar de 135,5 μm înregistrată la temperatura de 706,6ºC. La temperatura maximă a testului de 1000ºC dilatarea termică a avut valoarea de 78,4 μm. Stratul de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) nu a prezentat un comportament bun în urma testului de dilatometrie datorită dilatării diferite pe care a prezentat-o față de materialul de bază și forței de adeziune slabe de la interfața dintre splat-urile vecine, fapt care a dus la apariția fisurilor adânci. Acest comportament al stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) a fost confirmat și în urma tratamentului termic realizat la temperatura de 1000ºC. Ultima epruvetă analizată din punct de vedere al dilatării termice a fost cea realizată din materialul de bază pe care s-a depus un strat de NiAlSi. Această epruvetă a prezentat un comportament foarte bun în ceea ce privește comportamentul structural al stratului la temperatură ridicată, fapt concluzionat și în urma tratamentului termic la 1000ºC. Dilatarea termică liniară maximă la temperatura de 711,3ºC este de 143,4 μm, după această temperatură apare punctul de inflexiune și fenomenul de contracție al materialului de bază devine critic. La temperatura de 1000ºC epruveta prezintă o dilatare termică de 104,5 μm Analiza termică diferenţială și analiza termogravimetrică ale straturilor obţinute Analiza termică diferenţială (DTA) şi termogravimetrică (TG) a fost efectuată cu ajutorul instalaţiei DTA PT 1600 Linseis, din cadrul Universităţii Al. I.Cuza, Laboratorul de Investigare Ştiinţifică, Platforma Arheoinvest, în intervalul de temperatură ºC, cu o viteză de încălzire de 10ºC/min. În urma analizei termogravimetrice și analizei termice diferențiale asupra epruvetei cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) a rezultat graficul din Fig Analizele au fost realizate până la temperatura de 1000ºC. Rezultatul obținut în urma analizei termice diferențiale este reprezentat în figură prin curba de culoare albastră. Comportamentul epruvetei în cadrul analizei termice diferențiale, comportament scos în evidență de curba din Fig , este estimat prin comparație cu comportamentul unei epruvete etalon. Curba prezintă până la temperatura de 59

60 1000ºC un comportament aproape liniar comparativ cu comportamentul epruvetei de referință. Acest comportament liniar scoate în evidență faptul că epruveta nu a suferit schimbări de fază sau reacții chimice. Acest lucru este confirmat și de difracțiile de raze X efectuate asupra epruvetei cu același strat și supusă la același regim termic. Rezultatele obținute în urma analizei termogravimetrice sunt scoase în evidență cu ajutorul curbei de culoare verde. La începutul analizei termogravimetrice masa epruvetei a fost de 40 mg, masa ce scade în cadrul testului atingând o valoare minimă de 38,6 mg la temperatura de 775ºC, prin eliminarea materiilor volatile. După temperatura de 775ºC masa epruvetei crește foarte ușor datorită proceselor de oxidare la temperatură înaltă până la masa finală de 38,7 mg. Epruveta pierde 3,25% din masa inițială a acesteia. Figura Rezultatele obținute în urma analizelor DTA și TG al stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Figura Rezultatele obținute în urma analizelor DTA și TG al stratului de NiAlSi Analiza termică diferențială și analiza termogravimetrică pentru epruveta cu strat de NiAlSi au dus la obținerea rezultatelor prezentate în Fig Curba de culoare albastră 60

61 reprezintă de asemenea rezultatele analizei în urma testului de analiză termică diferențială. Analiza s-a realizat de asemenea până la temperatura de 1000ºC. Alura curbei este de asemenea una liniară comparativ cu comportamentul probei etalon. Acest lucru scoate în evidență faptul că nici în cazul acestui strat nu au apărut schimbări de fază sau reacții chimice (care să inducă un comportament exoterm sau endoterm semnificativ). Analiza termogravimetrică a prezentat un comportament diferit datorită faptului că epruveta în acest caz a suferit o creștere a masei. La începutul testului masa epruvetei a fost de 40 mg aceasta câștigând în masă 0,3 mg datorită oxidărilor la temperatură înaltă (oxidări scoase în evidență și de difracția de raze x). Masa finală a epruvetei este de 40,3 mg ceea ce înseamnă o creștere a masei de 0,75%. Concluzii parțiale În urma analizei diferențiale a rezultat faptul că epruvetele prezintă o stabilitate bună la temperaturi ridicate fiind prezent doar fenomenul de oxidare. Epruveta cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) prezintă o scădere a masei în urma testului de 3,25%, iar epruveta cu strat depus de NiAlSi prezintă o creștere a masei datorită fenomenelor de oxidare cu 0,75%. Capitolul VI Caracterizarea proprietăților mecanice ale straturilor obținute prin pulverizare termică în jet de plasmă În acest capitol sunt prezentate principalele rezultate ale cercetării cât și interpretările pentru fiecare din cele două pulberi metalo ceramice alese pentru analiză din punct de vedere al proprietăților mecanice. Au fost alese cele mai moderne metode de analiză pentru straturile depuse: testarea adeziunii straturilor, comportamentul la frecare în contact cu suprafața unui pin și oboseală de contact Cercetări experientale asupra caracteristicilor fizico mecanice a straturilor obținute prin metoda micro scratch Testarea adeziunii pe suprafeţele straturilor Al 2 O 3 30(Ni 20Al) și NiAlSi prin metoda micro scratch, au fost efectuate cu ajutorul tribometrului CETR UMT-2, din dotarea Laboratorului de Tribologie al Facultăţii de Mecanică. Primul strat analizat din punct de vedere al aderenței este cel a stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al). Pe suprafața acestuia a fost aplicată o forță treptată de la 0 la 19 N pe o perioadă de un minut. În urma graficului generat în timpul testului de scratch, variaţia coeficientului de frecare funcţie de forţa aplicată au fost prezentate trei zone ale scratch-ului : zona de iniţiere (corespunzătoare aplicării unei forţe de la 0 N la 7 N), o zonă intermediară (7 13 N) şi zona finală (13 19 N), pentru a putea fi observat comportamentul acestui tip de acoperire la încărcare progresivă. În cazul primei epruvete s-a produs în urma acestui test o distrugere a 61

62 acoperirii începând cu zona finală a scratch-ului (corespunzătoare aplicării forţei de aproximativ 13 N după cca. 38 sec.), fapt ce se poate observa atât în Fig. 6.1., pe imaginile SEM şi mai ales cu ajutorul analizei chimice elementale efectuată pe segmentul final al scratch-ului, aşa cum se poate observa în Fig În urma testului distrugerea stratului a ajuns până la suprafața stratul de acroș NiCr, fapt dovedit din analiza spectrală efectuată pe finalul scratchului. Figura 6.1. Imagine de electroni secundari a scratch-ului pe epruveta cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al): a) zona inițială (0 7N), b) zona intermediară (7 13N) și c) zona finală (13 19N) Figura 6.2. Analiza spectrală la finalul scratch-ului pe epruveta cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Figura Profilul zonei finale a scratch-ului 62

63 O a treia analiză efectuată este trasarea profilogramei pe segmentul final al scratchului, (Fig. 6.3.) pe care se poate observa că s-a produs distrugerea stratului, cu o lăţime de 0,5 mm şi cu o adâncime de 60 µm. Cu ajutorul datelor din graficul prezentat în Fig. 6.4., s-a calculat că amprentarea a început să se producă în secunda 5, corespunzător unei forţe de 7 N. Pe acelaşi grafic se observă variaţi mari ale coeficientului de frecare de 0,35, cauzate de porozitatea stratului şi de structura columnar - stratificată a acestui tip de strat, ulterior scăzând la 0,02. Figura 6.4. Graficul generat în timpul testului de scratch, variaţia coeficientului de frecare funcţie de forţa aplicată Cea de a doua epruvetă analizată, cea cu strat depus de NiAlSi, nu a fost vizibil afectat în urma testului de aderență (Fig. 6.5.). Figura 6.5. Imagine de electroni secundari a scratch-ului în cazul epruvetei cu strat de NiAlSi: a) zona inițială (0 4,5N), b) zona intermediară (4,5 14N) și c) zona finală (14 19N) Și în acest caz în urma graficului generat în timpul testului prin variaţia coeficientului de frecare funcţie de forţa aplicată, au fost prezentate trei zone ale scratch-ului : zona de iniţiere (corespunzătoare aplicării unei forţe de la 0 N la 4,5 N), o zonă intermediară (4,5 14 N) şi zona finală (14 19 N) pentru a putea fi observat comportamentul acestui tip de acoperire la încărcare progresivă. Faptul că nu s-au observat distrugeri vizibile este demonstrat şi de analiza chimică elementală din Fig. 6.6., pe a cărei analiză spectrală se poate observa prezenţa elementelor specifice stratului depus: Al, Ni, Si. Cromul fiind în cantități foarte mici datorită difuziei dintre stat de suprafață/ strat acroș. 63

64 Figura 6.6. Analiza spectrală la finalul scratch-ului Totuşi, pe profilul scratch-ului prezentat în Fig. 6.7., se observă producerea unei zgârieturi pe stratul depus pe o lăţime de 0,8 mm şi o adâncime de 70 µm. Figura Profilul zonei finale a scratch-ului Figura 6.8. Graficul generat în timpul testului de scratch, variaţia coeficientului de frecare funcţie de forţa aplicată Pe graficul rezultat în urma testului de scratch (Fig. 6.8.) se observă că în primele 20 secunde coeficientul de frecare este ridicat datorită porozităţii accentuate a stratului şi cu cât creşte forţa de încărcare se produce o netezire a stratului cu o menţinere a coeficientului de frecare de aproximativ 0,05. Pentru a stabili intervalul încărcărilor aplicate şi un termen de comparaţie în scopul evaluării comportamentului în exploatare al stratului depus în jet de plasmă, s-a efectuat testul de scratch şi pe suprafaţa epruvetei din oțel ce a fost utilizat ca și material de bază. În Fig este prezentată imaginea SEM a scratch-ului efectuat pe materialul de bază, putându-se observa apariţia unei zgârieturi confirmată şi de profilograma din Fig

65 Figura 6.9. Imagine SEM a scratch-ului pe suprafața unui oțel la o forță aplicată de: a) zona inițială (0 8 N), b) zona intermediară (8 15 N) și c) zona finală (15 19 N) Figura Profilul zonei de început a scratch-ului pe proba din material de bază Figura Graficul generat în timpul testului de scratch pe proba de oțel Pe graficul generat în timpul testului de scratch, prezentat în Fig. 6.11, se observă că forța critică de încărcare a fost de circa 8 N, fapt calculat pe baza creșterii bruște a forței de frecare și a coeficientului de frecare după scurgerea a circa 10 secunde. Cu cât creşte forţa de încărcare se produce o netezire a stratului cu o menţinere a coeficientului de frecare de aproximativ 0,03. Concluzii parțiale În urma testului de aderenţă prin metoda micro zgâriere se poate concluziona că stratul de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) este prea subţire pentru a rezista unor condiţii de funcţionare dure. În cazul epruvetei cu strat depus de NiAlSi acesta s-a comportat bine nu au apărut exfolieri la nivelul 65

66 stratului ci doar producerea unei zgârieri la nivel acestuia cu adâncimea de pătrundere a micro lamei de 70 µm Analiza comportamentului la frecare în contact cu suprafața pin-ului din material plastic în regim mixt de lubrifiere cu un ulei cu vâscozitatea SAE 5W-30 (11 64 cst) Pentru analizarea comportamentului la frecare a stradurilor depuse în jet de plasmă s-a utilizat tribometrul CETR UMT-2 cu un sistem pin-on-disk. Pinul utilizat pentru testare a fost realizat din material plastic cu un diametru de 6 mm. La o rază de 10 mm față de centrul discului, s-a aplicat prin intermediul pinului o forţă normală de apăsare Fz=10 N, o turație de 600 rpm pentru o perioadă de 5 min. Cele trei probe au fost montate pe rând în dispozitiv. Testele au fost efectuate în regim mixt de lubrifiere cu ulei SAE 5W-30 Audi Original cu o vâscozitate de 51,7 mm 2 /s la 40 C, conform cu standardul ASTM D-445.Deoarece rugozitatea suprafeţei stratului depus în jet de plasmă este foarte importantă, s-a determinat înainte şi după testul de uzură prin frecare, pentru estimarea urmei de uzură rezultată în urma testului. Prima epruvetă analizată este cea cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al). În Fig a se observă că lăţimea urmei de uzură rezultată în urma testului pe tribometru în condiții de lubrifiere mixtă este de aproximativ 4.83 mm, însă la nivelul superficial al stratului apare doar o ușoară netezire a acestuia, după cum se poate observa în Fig b. Figura a) dimensiunea urmei de uzură rezultată în urma testului la frecare cu suprafața pinului în condiții de lubrifiere mixt şi b) aspectul uzurii stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Figura Analiza spectrală în cazul testului de frecare în contact pin on disk 66

67 În urma analizei chimice s-au putut evidenția elemente chimice ale pinului în urma contactului dintre pin și disc (Fig ). Apariția elementelor chimice ale pinului in strat se datorează faptului că stratul depus prezintă o duritate mai ridicată față de cea a materialului din care este realizat pinul. În Fig se prezintă o uşoară netezire a rugozității, coeficientul de frecare se menţine constant în jurul valorii de 0,41. Figura Variația coeficientului de frecare în regim mixt de lubrifiere În Fig este prezentată scanarea discului cu strat depus din Al 2 O 3 30(Ni 20Al) testat pe tribometru în regim mixt de lubrifiere. În cazul probei supuse la testul de frecare cu lubrifiant nu s-a produs o modificare semnificativă în ceea ce privește uzura în zona de contact a suprafeţelor, după cum se observă în profilogramă. Adâncimea uzurii are valoarea de 40 µm. Figura Forma canalului de uzură în regim mixt pe epruveta cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Figura Valorile rugozităţii discului înainte de test 67

68 În Fig se prezintă analiza rugozităţii pe un profilometru de tip LS-Line. Abaterea medie aritmetică a rugozităţilor profilului evaluat R a este de 10,167 µm, abaterea medie pătratică a rugozităţilor profilului evaluat R q = 12,59 µm şi înălţimea medie a rugozităţilor profilului evaluat R z = 51,80 µm. Cea de a doua epruvetă analizată din punct de vedere morfologic este cea cu stratul depus din NiAlSi. În Fig a se observă că lăţimea urmei de rulare este de 3.47 mm. Pe aceasta se pot observa urme de uzură abrazivă datorate netezirii asperităților, acestea fiind evidențiate în Fig b. Figura a) dimensiunea urmei de uzură rezultată în urma testului la frecare cu suprafața pinului în condiții de lubrifiere mixt şi b) aspectul uzurii stratului de NiAlSi În urma analizei chimice elementale realizate pe suprafața de contact dintre pin și disc se poate constata că apar elemente chimice noi, acestea fiind de la pinul utilizat deoarece materialul pinului este mai moale decât stratul depus în jet de plasmă (Fig ). Figura Analiza spectrală în cazul testului de frecare în contact pin on disk În Fig se prezintă variaţia coeficientului de frecare în regim mixt de lubrifiere la o forţă normală de apăsare de 10 N. La începutul testului coeficientul de frecare are o tendinţă de creștere până la valoarea de 0,35, apoi acesta scade până în jurul valorii de 0,34, valoare la care se stabilizează. În Fig este prezentată scanarea discului testat la frecare pe tribometru, din aceasta rezultă că urma de uzură are o adâncime de 40 µm. 68

69 Figura Variația coeficientului de frecare în regim mixt de lubrifiere Figura Forma canalului de uzură în regim mixt de lubrifiere În Fig se prezintă analiza rugozităţii pe un profilometru de tip LS-Line. Abaterea medie aritmetică a rugozităţilor profilului evaluat R a este de 11,54 µm, abaterea medie pătratică a rugozităţilor profilului evaluat R q = 14,39 µm şi înălţimea medie a rugozităţilor profilului evaluat R z = 57,23 µm. Figura Valorile rugozităţilor discului înainte de test Pentru a stabili intervalul încărcărilor aplicate şi un termen de comparaţie în scopul evaluării comportamentului în exploatare al stratului depus în jet de plasma, am efectuat testul de frecare şi pe suprafaţa epruvetei din materialul de bază (Fig ). Lățimea urmei de uzură în acest caz este de 3 mm. În urma analizei chimice s-au putut evidenția elemente chimice ale discului dar si cele ale pinului în urma contactului dintre acestea (Fig ). 69

70 Figura Dimensiunea urmei de uzură Figura Analiza spectrală în cazul testului rezultată în urma testului de frecare pe de frecare în contact pin - disk materialul de bază În Fig se prezintă variaţia coeficientului de frecare în regim mixt de lubrifiere, aceasta a fost una constantă de 0,26. Figura Variația coeficientului de frecare în regim mixt de lubrifiere pe materialul de bază În Fig este prezentată scanarea discului testat la frecare pe tribometru. Din aceasta rezultă că urma de uzură are o adâncime de 20 µm. Figura Forma canalului de uzură în regim mixt de lubrifiere pe materialul de bază În Fig se prezintă analiza rugozităţii pe un profilometru de tip LS-Line. Abaterea medie aritmetică a rugozităţilor profilului evaluat R a este de 2,42 µm, abaterea medie pătratică a rugozităţilor profilului evaluat R q = 3 µm şi înălţimea medie a rugozităţilor profilului evaluat R z = 13,76 µm. 70

71 Figura Valorile rugozităţilor discului înainte de test pe materialul de bază Concluzii parțiale În urma testului de uzură pin on disc putem concluziona că stratul de NiAlSi a avut un coeficient de frecare de 0,34 mai mic comparativ cu cel al stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) care a avut un coeficient de frecare de 0,41. Urma de uzură a stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) a fost de 4,83 mm mai mare față de cea a stratului de NiAlSi care în urma testului a fost de 3,47 mm. Nu putem remarca diferențe majore în ceea ce privește uzura pe suprafața straturilor în ambele cazuri aceasta fiind una abrazivă Determinarea proprietăților mecanice a materialelor utilizate prin testul de compresiune Un aspect important privind utilizarea materialelor în orice aplicație îl reprezintă proprietățile mecanice ale acestora. Prin proprietăți mecanice se înțelege modulul de elasticitate al materialului care definește proporționalitatea dintre tensiunile ce apar în material și deformațiile aferente în domeniul elastic și tensiunea la care deformațiile pe care le suferă materialul rămân permanente, respectiv tensiunea la care materialul suferă deformații plastice. Pentru a putea determina proprietățile mecanice ale materialului de bază și al compozitului alcătuit din material de bază și straturile de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) și NiAlSi s-a realizat un test de compresiune utilizând instalația INSTRON 8801 din dotarea Facultății de Mecanică, Centrul de Rezistența Materialelor. Rezultatele obținute în urma testului de compresiune realizat pe o epruvetă numai din material de bază sunt prezentate în Anexa 1. În Fig este prezentată curba tensiune deformație obținută pentru materialul de bază. Din aceasta se poate deduce că tensiunea la care materialul de bază intră în domeniul de deformații plastice este de aproximativ 420 MPa. În domeniul elastic al materialului curba caracteristică prezintă un caracter liniar, iar în acest domeniu este valabilă legea lui Hooke (σ = E ε). Determinarea modulului de elasticitate s-a realizat selectând o porțiune din domeniul elastic și interpolând o treaptă printre punctele domeniului. Panta ecuației dreptei reprezintă de fapt modulul de elasticitate al materialului. În cazul materialului de bază modulul de elasticitate are valoarea de MPa (ecuația dreptei este y = x ). 71

72 Figura Curba caracteristică a materialului de bază Rezultatele obținute în urma testului de compresiune pentru epruveta cu un strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) sunt prezentate pe larg în Anexa 2. În Fig este prezentată curba tensiune deformație pentru epruveta cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) în urma testului de compresiune. Valoarea tensiunii de curgere este în acest caz de 320 MPa. Valoarea modulului de elasticitate pentru epruveta cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) este de MPa (ecuația dreptei este y = x ). Figura Curba caracteristică a compozitului format din materialul de bază oțel pe care s-a depus stratul Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Figura Curba caracteristică a compozitului format din materialul de bază din oțel pe care s-a depus stratul NiAlSi 72

73 Ultima epruvetă analizată este cea cu un strat depus de NiAlSi, iar rezultatele obținute în urma testului de compresiune este prezentat pe larg în Anexa 3. Valoarea tensiunii de curgere este de 520 MPa după cum se poate observa în Fig ce prezintă curba tensiune deformație obținută în urma testului. Valoarea modulului de elasticitate pentru epruveta cu strat depus de NiAlSi este de MPa (ecuația dreptei este y = x ). Concluzii parțiale Efectuarea testului de compresiune a condus la determinarea proprietăților mecanice atât pentru materialele de bază cât și pentru cele două epruvete cu strat depus. Valorile obținute pentru proprietățile de material au fost utilizate pentru realizarea analizei cu element finit. Proprietățile mecanice ale materialului de bază deteminate în urma testului de compresiune au valorile de MPa pentru modulul de elasticitate și 420 MPa tensiunea de curgere. Pentru epruveta cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) s-au putut determina proprietățile mecanice cu valorile de MPa pentru modulul de elasticitate și 310 MPa pentru tensiunea de curgere, iar pentru epruveta cu strat depus de NiAlSi modulul de elasticitate are valoarea de MPa, iar tensiunea de curgere are valoarea de 520 MPa Analiza asupra comportamentului la oboseală de contact a materialelor considerate în cercetare În cadrul testului rolă sabot este piesa staționară, iar rola cu depunere execută o mișcare de rotație cu o turație de 180 rot/min. Rola sabot exercită asupra suprefeței de lucru a rolei mobile o forță normală la suprafață permanentă cu valoarea de 147,15 N. Pentru realizarea regimului mixt de lubrifiere s-a utilizat un ulei SAE 5W-30 cu o vâscozitate cinematică de cst, utilizat în mod frecvent la motoarele cu ardere internă. Timpul în care s-a realizat încercarea a fost de 5 ore Rezultatele obținute în cazul oboselii de contact a rolei realizată din material de bază în condiții de lubrifiere mixte Datele experimentale furnizate de puntea tensiometrică în cazul rolei din materialul de bază și calculul de prelucrare al acestora astfel încât să se poată determina variația coeficientului de frecare în urma testului sunt prezentate în Anexa 4. În urma prelucrării acestor date a rezultat graficul de variație în timp a coeficientului de frecare din Fig Coeficientul de frecare a înregistrat pe toată durata testului valori scăzute cu variații într-un domeniu restrâns. La începutul testului valoarea coeficientului de frecare a înregistrat un maxim de 0,004, aceasta scăzând în intervalul de 0,0005 0,0015 după 16 minute de încercare. Coeficientul de frecare se menține în acest interval pe o perioadă de 2,2 ore după care crește la intervalul 0,0015 0,002, interval în care se menține până la sfârșitul testului. 73

74 Rugozitatea suprafeței înainte de test a fost R a 7,899 μm, aceasta crescând sensibil după test la valoarea de R a = 0,9512 μm. Aspectul căii de rulare în urma testului de oboseală de contact este prezentat în Fig Se pot observa pe suprafața căii de rulare urme de uzură abrazivă produse pe direcția de frecare ce se datorează deformațiilor plastice induse de materialul sabotului în materialul rolei. Aceste deformații apar datorită diferenței de duritate dintre cele două materiale și duc la apariția pitting-ului datorită oboselii materialului. Figura Evoluția coeficientului de frecare pentru cazul lubrifierii în regim mixt a ansamblului rolă sabot ambele realizate din materialul de bază Figura Aspectul căii de rulare în urma oboselii de contact dintre rola realizată din material de bază și sabot Fig prezintă aspectul interiorului materialului, din care a fost realizată rola, în urma unei secțiuni transversale prin rolă. Figura Aspectu SEM al rolei realizate din materialul de bază pe direcție transversală 74

75 În Fig a se poate observa aspectul în secțiunea transversală a unei urme a deformației plastice. Geometria acesteia scoate în evidență mecanismul de oboseală a materialului și de eliberare a particulelor de uzură. Tensiunile normale ce apar datorită contactului dintre asperitățile sabotului și suprafața rolei duc la mărirea dimensiunilor urmei de uzură, iar tensiunile tangențiale duc la formarea fisurilor din interiorul materialului. Fig b prezintă aspectul unei urme de pitting datorată deformațiilor plastice. Pe direcție longitudinală pot fi observate doar urmele de pitting din care rezultă că acesta este produs atât de fisuri inițiate la suprafață (datorate tensiunilor normale) cât și fisuri inițiate în material (datorate tensiunilor tangențiale) (Fig ). Figura Aspectu SEM al rolei realizate din materialul de bază pe direcție longitudinală Profilul urmei de rulare în urma oboselii de contact este prezentat în Fig Vârfurile ce constituie minime pe suprafață reprezintă urmele produse de uzură abrazivă dintre cele două suprafețe. Cea mai adâncă urmă înregistrată are o adâncime de 14 μm față de dimensiunea medie 0. Figura Profilul urmei de rulare în urma oboselii de contact pentru rola din material de bază Rezultatele obținute pentru rolele cu strat depus fără lepuire în cazul oboselii de contact în condiții de lubrifiere mixte În cazul epruvetelor cu strat s-au realizat două analize comparative pentru a determina influența rugozității stratului depus asupra parametrilor de frecare și a oboselii de contact în aceleași condiții de lubrifiere. 75

76 În primul caz sunt analizate epruvete cu rugozitate exterioară a stratului rezultată în urma procesului tehnologic de depunere. Primul strat analizat este cel de Al 2 O 3 30(Ni 20Al). Înainte de test rugozitatea R a a stratului are valoarea de 10,1671 μm. în urma restului valoarea rugozității a scăzut la Ra = 10,1273 μm. Datele experimentale produse de puntea tensometrică în cadrul testului de oboseală de contact sunt prezentate în Anexa 5. Evoluția coeficientului de frecare pe durata testului a rezultat în urma prelucrării datelor experimentale și este prezentată în Fig valoarea coeficientului de frecare pornește de la valoarea 0,13 și scade până în jurul valorii de 0,118 după 28 de minute, valoare la care se menține timp de 3,3 ore. După 3,3 ore apare un salt al valorii coeficientului de frecare, acesta scăzând până la 0,1, valoare care se menține până la sfârșitul testului. Figura Evoluția coeficientului de frecare pentru cazul lubrifierii în regim mixt rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) sabot din material de bază Aspectul SEM al căii de rulare scoate în evidență uzura abrazivă ce a avut loc între suprafețele în contact, însă aceasta se rezumă în acest caz doar la forfecarea asperităților de pe strat ca urmare a deformațiilor elasto plastice ce au apărut între acestea (Fig ). Figura Aspectul căii de rulare a epruvetei mobile în urma testului de oboseală de contact pe epruveta cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) În secțiune pe direcție transversală se remarcă doar apariția microfisurilor la interfața dintre splat-urile vecine și zone în care grăunții au fost smulși ca efect a uzurii abrazive (Fig ). Pe direcție longitudinală imaginile SEM scot în evidență mult mai bine urmele uzurii abrazive ca urmare a smulgerii grăunților și fisuri inițiate la suprafață ce se propagă în interiorul materialului ca urmare a oboselii (Fig ). 76

77 Figura Imagine SEM în secțiune transversală Figura Imagini SEM în secțiune pe direcția longitudinală Figura Profilul urmei de rulare în urma oboselii de contact pentru rola cu strat dpus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Profilul rezultat în urma oboselii de contact nu diferă semnificativ față de cel anterior testului. Vârful cel mai jos de pe profilogramă indică valoarea de 43 μm față de 0 mediu (Fig ). Evoluția coeficientului de frecare în cazul rolei cu strat depus de NiAlSi este prezentată în Fig Valoarea coeficientului de frecare la începutul testului este de 0,11, valoare care crește în mod constant până la sfârșitul analizei. Valoarea finală a coeficientului de frecare este de 0,138. Datele preluate de pe puntea tensiometrică în cazul acestei epruvete sunt prezentate în Anexa 6. Valoarea rugozității R a înainte de testul de oboseală de contact a fost de 11,5452 μm, iar în urma acestuia valoarea a scăzut la 11,0455 μm. 77

78 În Fig sunt prezentate imagini SEM ce scot în evidență aspectul căii de rulare în urma testului de oboseală. Pe suprafața acesteia apar urme clare a uzurii abrazive datorită forfecării asperităților în urma oboselii acestora, produsă de deformații succesive. Pentru evaluarea fisurilor ce au apărut s-au realizat și în acest caz secțiuni după direcție transversală și longitudinală astfel încât analiza să se poata realiza atât pe direcție perpendiculară față de forța de frecare cât și în lungul acesteia. Figura Evoluția coeficientului de frecare pentru cazul lubrifierii în regim mixt rolă cu strat de NiAlSi sabot din material de bază Figura Aspectul căii de rulare a epruvetei mobile în urma testului de oboseală de contact pe epruveta cu strat de NiAlSi Imaginile pe direcție transversală sunt prezentate în Fig Figura Imagine SEM în secțiune transversală Aceasta scoate în evidență că pe această direcție influența majoră în producerea fisurilor a avut-o tensiunea normală dezvoltată între corpurile în contact, fapt care a dus la inițierea 78

79 fisurilor la suprafață și propagarea acestora în materialul stratului în lungul interfeței dintre splaturile vecine. Acest fapt a dus la desprinderea unor grăunți de pe suprafața stratului. Pe direcție longitudinală au apărut atât fisuri inițiate la suprafață cât și fisuri inițiate în interiorul materialului. După cum se poate observa din imagine fisurile din cea de a doua categorie prezintă o răspândire mai mare pe direcție longitudinală, fapt de unde se poate concluziona că tensiunile normale ce produc deformațiile elasto-plastice datorate contactului au un efect mai mare pe direcție transversală față de direcția longitudinală pe care forțele tangențiale au produs fisuri mai numeroase (Fig ). Figura Imagini SEM în secțiune longitudinală Profilul rezultat în urma oboselii de contact nu prezintă diferențe majore față de profilul obținut înainte de oboseală de contact rugozitatea scăzând în urma forfecării asperităților de pe suprafață. Vârful minim înregistrat în profilogramă are valoarea de 50 μm față de media 0. Figura Profilul urmei de rulare în urma oboselii de contact pentru rola cu strat dpus de NiAlSi Rezultatele obținute pentru rolele cu strat depus cu lepuire în cazul oboselii de contact în condiții de lubrifiere mixte Pe ultimele două epruvete analizate s-a realizat o lepuire după procesul tehnologic de depunere astfel încât rugozitatea suprafeței să fie mai redusă și coeficientul de frecare să scadă. Rugozitatea R a a stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) înainte de oboseală de contact a avut valoarea de 1,153 μm, iar după test aceasta a înregistrat o ușoară creștere până la valoarea de 1,68 μm. Pentru aceste epruvete datele experimentale furnizate de puntea tensiometrică sunt 79

80 prezentate în Anexa 7. În urma prelucrării datelor experimentale a rezultat graficul de evoluție al coeficientului de frecare ce este prezentat în Fig După cum rezultă din acest grafic valoarea coeficientului de frecare a scăzut foarte mult în urma procedeului de lepuire având valoarea la începutul testului de 0,014. Acesta a scăzut până la valoarea de 0,008 după o perioadă de 1,3 ore, valoare în jurul căruia s-a menținut constant până la sfârșitul testului. Figura Evoluția coeficientului de frecare pentru cazul lubrifierii în regim mixt rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) sabot din material de bază Aspectul căii de rulare prezentată în Fig este mult îmbunătățit față de cel al rolei fără lepuire, acesta prezentând urme mai puține de uzură abrazivă datorită faptului că dimensiunile asperităților au fost mult reduse de procedeul de finisare. Figura Aspectul căii de rulare a epruvetei mobile în urma testului de oboseală de contact pe epruveta cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Figura Imagine SEM în secțiune transversală 80

81 În secțiune transversală stratul prezintă un comportament mult mai bun. Pe suprafața acestuia sunt evidențiate mai puține fisuri inițiate la suprafață și în material. Imaginea SEM a secțiunii transversale este prezentată în Fig Secțiunea longitudinală evidențiază apariția fisurilor în urma oboselii materialului atât inițiate la suprafața stratului cât și în interiorul materialului (Fig ). Figura Imagini SEM în secțiune longitudinală Figura Profilul urmei de rulare în urma oboselii de contact pentru rola cu strat dpus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Fig prezintă profilul căii de rulare al rolei cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) în urma testului de oboseală de contact. Evoluția coeficientului de frecare pentru ultima rolă analizată, cea cu strat depus de NiAlSi este prezentată în Fig Figura Evoluția coeficientului de frecare pentru cazul lubrifierii în regim mixt rolă cu strat de NiAlSi sabot din material de bază 81

82 La începutul testului valoarea coeficientului de frecare este de 0,014, aceasta valoare scăzând până la 0,009 după 1,2 ore. Până la sfârșitul testului valoarea de 0,009 a coeficientului de frecare se menține aproximativ constantă. Datele experimentale furnizată de puntea tensiometrică pentru aceasta rolă sunt prezentate în Anexa 8. Figura Aspectul căii de rulare a epruvetei mobile în urma testului de oboseală de contact pe epruveta cu strat de NiAlSi Aceasta epruvetă a prezentat cel mai bun comportament la oboseală de contact fapt scos în evidență de aspectul căii de rulare din Fig Petele negre din imagini reprezintă de fapt porii rezultați în urma procesului de depunere ce au ramas expuși după prelucrarea mecanică de lepuire. Această suprafață prezintă urme minore de uzură abrazivă caracterizată de liniile prezente în lungul căii de rulare. Aspectul în secțiune transversală a stratului după oboseală de contact prezintă distribuția oxizilor din interiorul materialului și microfisuri apărute la interfața splat-urilor vecine (Fig ). Figura Imagine SEM în secțiune transversală Figura Imagini SEM în secțiune longitudinală 82

83 În secțiune longitudinală imaginile SEM scot în evidență doar apariția unor fisuri inițiate la suprafața stratului și urmele canalelor rezultate în urma uzurii abrazive (Fig ). Profilul rezultat pentru suprafața stratului de NiAlSi în urma testului de oboseală de contact este prezentat în Fig Minimul de adâncime înregistrat pe suprafață față de 0 mediu are valoarea de 18 μm. Figura Profilul urmei de rulare în urma oboselii de contact pentru rola cu strat depus de NiAlSi Concluzii parțiale În urma testului de oboseală de contact a rezultat că straturile depuse au prezentat un comportament foarte bun la aceasta, iar asigurarea unei rugozități scăzute prin prelucrări mecanice de finisare duce la scăderea coeficientului de frecare (pentru stratul de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) de la 0,15 la 0,014, iar pentru stratul de NiAlSi de la 0,21 la 0,013). Coeficientul de frecare al straturilor comparativ cu materialul de bază care deja prezintă prelucrări mecanice de finisare este ușor mai mare (materialul de bază înregistrând un coeficient de frecare de 0,004). Din punct de vedere al parametrilor de frecare și al aspectului morfologic al stratului în urma oboselii de contact comportamentul cel mai bun la înregistrat stratul de NiAlSi cu lepuire. Acesta a prezentat doar urme minore de uzură abrazivă și un număr scăzut de fisuri care să prezinte potențial de eliberare al particulelor de uzură Rezultatele obținute pentru calculului grosimii filmului de lubrifiant și a parametrului de ungere în urma oboselii de contact Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și a parametrului de ungere pentru ansamblul rolă fără strat sabot Având în vedere variațiile regimului termic ce au loc în timpul funcționării s-au considerat trei valori ale vâscozității cinematice (vâscozitatea uleiului variază în funcție de temperatură) specifice uleiului de motor SAE 5W-30 (ulei ce a fost utilizat în cadrul testului de oboseală de contact). Un alt parametru ce a fost variat în calcul îl reprezintă valoarea forței de încărcare. Având în vedere faptul că valoarea maximă de încărcare a fost de 226 N s-au considerat valori descrescătoare față de aceasta (20 N, 50 N, 100 N, 150 N și 226 N). 83

84 Calculul complet în ceea ce privește grosimea filmului de lubrifiant și parametrul de ungere pentru contactul realizat dintre rola fără strat și sabot este prezentat în Anexa 9. În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în funcție de vâscozitatea lubrifiantului și de valoarea forței de apăsare. Tabelul nr Valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în cazul ansamblului rolă fără strat sabot Grosimea filmului Vâscozitate cinematică 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] 11 cst 15,44 14,52 13,86 13,49 13,13 34 cst 32,89 30,93 29,53 28,74 27,96 64 cst 50,24 47,25 45,11 43,90 42,71 Pentru determinarea regimului de lubrifiere s-a calculat parametrul de ungere ce a 84 h [μm] caracterizat contactul dintre corpuri la diverse regimuri de funcționare. Determinarea parametrului de ungere s-a realizat și în funcție de rugozitatea suprafeței rolei. Au fost considerate două valori a rugozității suprafeței, determinate experimental pe epruvete înainte și după testul de oboseală. În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul rugozității rolei de R a = 0,79 μm, valoare determinată înaintea testului de oboseală. Pentru toate valorile vâscozității regimul de lubrifiere este cu film complet (valorile obținute pentru λ sunt mai mari decât 3). Tabelul nr Valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă fără strat - sabot Parametrul de ungere Vâscozitate cinematică λ 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] 11 cst 11, , , , , cst 25, , , , , cst 38, , , , ,0329 În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul rugozității rolei de R a = 0,9512 μm, valoare determinată după testul de oboseală. Tabelul nr Valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă fără strat - sabot Parametrul de ungere Vâscozitate cinematică λ 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] 11 cst 10, ,1599 9,6989 9,4389 9, cst 23, , , , , cst 35, , , , , Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și a parametrului de ungere pentru ansamblul rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) fără prelucrări mecanice sabot

85 Pentru ansamblul rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) sabot s-a procedat în aceiași manieră ca și pentru ansamblul rolă fără strat - sabot. Calculele complete efectuate în acest caz sunt prezentate în Anexa 10. În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru grosimea stratului de lubrifiant în cazul ansamblului rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) sabot. Grosimea stratului de lubrifiant a fost calculată în funcție de sarcina aplicată pentru trei valori ale vâscozității cinematice a uleiului SAE 5W-30. Tabelul nr Valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în cazul ansamblului rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) sabot Grosimea filmului Vâscozitate cinematică 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] 11 cst 15,72 14,79 14,12 13,74 13,37 34 cst 33,49 31,49 30,07 29,26 28,47 64 cst 51,16 48,12 45,93 44,70 43,49 În continuare se prezintă datele obținute în urma calculului parametrului de ungere pentru ansamblul rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) sabot. 85 h [μm] În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere λ în cazul ansamblului rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) sabot, în cazul rugozității de R a = 10,1671, valoare obținută înaintea testului de oboseală. Tabelul nr Valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) sabot Parametrul de ungere Vâscozitate cinematică λ 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] 11 cst 1,3406 1,2608 1,2036 1,1713 1, cst 2,8554 2,6854 2,5635 2,4948 2, cst 4,3623 4,1025 3,9164 3,8114 3,7082 În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere λ în cazul ansamblului rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) sabot, pentru cazul rugozității de R a = 10,1273, valoare obținută după testul de oboseală. Tabelul nr Valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) sabot Parametrul de ungere Vâscozitate cinematică λ 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] 11 cst 1,3459 1,2657 1,2083 1,1759 1, cst 2,8665 2,6959 2,5735 2,5045 2, cst 4,3793 4,1186 3,9317 3,8263 3,7226 Regimul de ungere pentru vâscozitățile cinematice de 64 de cst este cu film complet (parametrul de ungere are o valoare mai mare de 3), iar pentru valorile vâscozității de 34 și 11 cst regimul de ungere este parțial elastohidrodinamic (deoarece valorile obținute sunt mai mici de 3). Prin creșterea temperaturii de funcționare până la 100 ºC regimul de ungere prezent la

86 contactul ansamblului rolă cu strat sabot se schimbă de la film complet la parțial elastohidrodinamic Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și a parametrului de ungere pentru ansamblul rolă cu strat de NiAlSi fără prelucrări mecanice sabot Următorul caz considerat în calculul grosimii filmului de lubrifiant este cel al ansamblului alcătuit din rolă cu strat de NiAlSi fără prelucrări mecanice sabot. Calculele efectuate în aceasta situație pentru parametrii geometrici ai contactului, calculul grosimii filmului de lubrifiant și parametrul de ungere sunt prezentate în Anexa 11. În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în cazul ansamblului alcătuit din rolă cu strat de NiAlSi fără prelucrări mecanice sabot. Tabelul nr Valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în cazul ansamblului rolă cu strat de NiAlSi fără prelucrări mecanice sabot Grosimea filmului h [μm] Vâscozitate cinematică 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] 11 cst 16,17 15,20 14,51 14,12 13,74 34 cst 34,43 32,38 30,91 30,08 29,27 64 cst 52,60 49,47 47,23 45,96 44,72 Calculul parametrului de ungere pentru ansamblul alcătuit din rolă cu strat de NiAlSi fără prelucrări mecanice sabot a prezentat un comportament asemănător în ceea ce privește regimul de ungere ca și în cazul celuilalt strat. În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat de NiAlSi fără prelucrări mecanice sabot, cu rugozitatea de R a = 11,5425, valoare obținută înainte de testul de oboseală de contact. Tabelul nr Valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat de NiAlSi fără prelucrări mecanice sabot Parametrul de ungere λ 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] Vâscozitate cinematică 11 cst 1,2150 1,1426 1,0908 1,0616 1, cst 2,5878 2,4337 2,3233 2,2610 2, cst 3,9535 3,7180 3,5493 3,4542 3,3606 Tabelul nr Valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat de NiAlSi fără prelucrări mecanice sabot Parametrul de ungere Vâscozitate cinematică λ 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] 11 cst 1,2694 1,1938 1,1396 1,1091 1, cst 2,7036 2,5426 2,4273 2,3622 2, cst 4,1304 3,8845 3,7082 3,6088 3,

87 În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat de NiAlSi fără prelucrări mecanice sabot, cu rugozitatea de R a = 11,0455, valoare obținută după testul de oboseală de contact. Regimul de ungere pentru vâscozitățile cinematice de 64 de cst este cu film complet (parametrul de ungere având o valoare mai mare de 3), iar pentru valorile vâscozității de 34 și 11 cst regimul de ungere este parțial elastohidrodinamic (deoarece valorile obținute sunt mai mici de 3) Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și a parametrului de ungere pentru ansamblul rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) cu prelucrări mecanice sabot Pentru ansamblul rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) lepuit sabot s-a procedat în aceiași manieră ca și în celelalte cazuri. Calculele complete efectuate în acest caz sunt prezentate în Anexa 12. În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru grosimea stratului de lubrifiant în cazul ansamblului rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) lepuită sabot. Grosimea stratului de lubrifiant a fost calculată în funcție de sarcina aplicată pentru trei valori a vâscozității cinematice a uleiului SAE 5W-30. Tabelul nr Valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în cazul ansamblului rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) lepuită sabot Grosimea filmului Vâscozitate cinematică 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] 11 cst 15,53 14,60 13,94 13,57 13,20 34 cst 33,07 31,10 29,69 28,90 28,11 64 cst 50,53 47,52 45,36 44,15 42,95 În continuare se prezintă datele obținute în urma calculului parametrului de ungere pentru ansamblul rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) lepuit sabot. 87 h [μm] În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere λ în cazul ansamblului rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) lepuită rolă din materialul de bază, unde valoarea rugorității înainte de test este de R a = μm. Tabelul nr Valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) lepuită sabot Parametrul de ungere Vâscozitate cinematică λ 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] 11 cst 9,6216 9,0487 8,6381 8,4066 8, cst 20, , , , , cst 31, , , , ,6133 În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere λ în cazul ansamblului rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) lepuită rolă din materialul de bază, cu valoarea rugorității după de test de R a = 1.68 μm.

88 Regimul de ungere pentru toate vâscozitățile cinematice este cu film complet (parametrul de ungere având o valoare mai mare de 3). Tabelul nr Valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) lepuită sabot Parametrul de ungere Vâscozitate cinematică λ 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] 11 cst 7,2565 6,8244 6,5147 6,3401 6, cst 15, , , , , cst 23, , , , , Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și a parametrului de ungere pentru ansamblul rolă cu strat de NiAlSi cu prelucrări mecanice sabot Ultimul caz considerat în calculul grosimii filmului de lubrifiant este cel al ansamblului alcătuit din rolă cu strat de NiAlSi lepuit sabot. Calculele efectuate în această situație pentru parametrii geometrici ai contactului, calculul grosimii filmului de lubrifiant și parametrul de ungere sunt prezentate în Anexa 13. În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în cazul ansamblului alcătuit din rolă cu strat de NiAlSi lepuit sabot. Tabelul nr Valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în cazul ansamblului rolă cu strat de NiAlSi lepuit sabot Grosimea filmului Vâscozitate cinematică 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] 11 cst 15,95 15,00 14,32 13,94 13,56 34 cst 33,98 31,96 30,51 29,69 28,88 64 cst 51,91 48,82 46,60 45,35 44,13 Și în acest caz au fost considerate două valori a rugozității suprafeței, determinate 88 h [μm] experimental pe epruvete înainte și după testul de oboseală. În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat de NiAlSi lepuit sabot în cazul rugozității rolei de R a = 2,4214 μm, valoare determinată înaintea testului de oboseală. Tabelul nr Valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat de NiAlSi lepuită sabot Parametrul de ungere Vâscozitate cinematică λ 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] 11 cst 5,4398 5,1159 4,8838 4,7529 4, cst 11, , , ,1231 9, cst 17, , , , ,0465 În Tab sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat de NiAlSi lepuit sabot în cazul rugozității rolei de R a = 2,2992 μm, valoare determinată după testul de oboseală.

89 Tabelul nr Valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat de NiAlSi lepuită sabot Parametrul de ungere Vâscozitate cinematică λ 20 [N] 50 [N] 100 [N] 150 [N] 226 [N] 11 cst 5,6984 5,3591 5,1159 4,9788 4, cst 12, , , , , cst 18, , , , ,7618 Și în acest caz regimul de ungere pentru toate vâscozitățile cinematice este cu film complet (parametrul de ungere având o valoare mai mare de 3). Concluzii parțiale În cazul epruvetei realizate din material de bază fără strat grosimea filmului de lubrifiant a fost cea mai mare comparativ cu celelalte patru cazuri analizate. Pentru epruveta fără strat și cele două epruvete cu strat lepuite regimul de ungere a fost cu film complet pentru toate valorile vâscozității lubrifiantului ce au variat în funcție de temperatura de lucru. În cazul epruvetelor cu strat fără prelucrări mecanice de finisare acestea au prezentat un regim de lubrifiere cu film complet doar pentru vâscozitatea lubrifiantului de 64 cst, pentru celelalte valori având un regim parțial EHD. Acest lucru s-a datorat atât vâscozității lubrifiantului cât și rugozității mari a suprafețelor. Capitolul VII Cercetări experimentale privind comportarea la coroziune a straturilor obținute prin pulverizare termică în jet de plasmă Având în vedere aspectele termochimice la care este supus materialul din care este realizat cilindrul unui motor cu ardere internă (temperatura ridicată a gazelor de ardere și modificarea compoziției chimice a acestora în urma procesului de combustie) coroziunea ce poate apărea în material poate prezenta un caracter definitoriu în ceea ce privește buna funcționare și durata de viață al acestui organ. Coroziunea poate fi produsă atât datorită proceselor ce au loc cât și datorită instabilității chimice a materialului din care este realizată oglinda cilindrului. Au fost realizate în ceea ce urmează trei tipuri de analize care să estimeze comportamentul straturilor depuse în ceea ce privește rezistența la coroziune Determinarea coroziunii în gaze de ardere ale straturilor obţinute Scopul analizării comportamentului straturilor depuse în mediu de gaze de ardere la temperatură ridicată este pentru a determina influența chimică pe care o au acestea asupra stabilității materialului din strat. Evaluarea comportamentului stratului s-a realizat utilizând analize gravimetrice și analize chimice elementale. 89

90 Epruvetele utilizate pentru testul de coroziune în gaze de ardere sunt de secțiune dreptughiulară cu dimensiunile 30x8x2 mm. Pe aceste epruvete s-au depus cele două straturi de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) și NiAlSi. Epruvetele au fost plasate în racordul de evacuare al motorului cu ardere internă. Temperatura maximă a gazelor de ardere în racordul de evacuare a fost de 250ºC, această temperatură fiind măsurată cu ajutorul unui termocuplu. Timpul de menținere al epruvetelor în gazele de ardere a fost de patru ore. Analiza gravimetrică realizată asupra epruvetelor s-a efectuat prin măsurarea masei acestora înainte și după testul de coroziune în gazele de ardere. În cazul stratului depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) epruveta a suferit o scădere a masei cu aproximativ 0,013% față de masa inițială, iar epruveta cu strat depus de NiAlSi a suferit o scădere a masei de 0,089% față de masa inițială. În Tab sunt prezentate rezultatele obţinute în urma analizei gravimetrice. Tabelul 7.1. Rezultatele analizei gravimetrice Epruveta cu strat de Epruveta cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) NiAlSi Greutatea epruvetei înainte de test [g] 11, ,467 Greutatea epruvetei după test [g] 11, ,4558 Greutate pierdută [g] 0,0015 0,0112 Greutate pierdută din masa iniţială [%] 0,013 0,089 În Fig. 7.1., este prezentată o imagine obținută cu ajutorul microscopului electronic ce prezintă morfologia stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) după testul de coroziune în gaze de ardere. Se poate observa din imagine că stratul nu a suferit modificări majore în urma testului față de aspectul său inițial. Figura 7.1. Imagine SEM a stratului Al 2 O 3 30(Ni 20Al) după testul de coroziune în gaze de ardere Analiza chimică elementală a scos în evidență unele modificări chimice ce au apărut la nivelul stratului depus. La suprafața stratului pot fi identificate elemente specifice gazelor de ardere și care au aderat la aceasta (carbon și azot) (Fig. 7.2.). În imaginea din Fig este prezentată harta de distribuție a elementelor chimice ce apar pe suprafața stratului în urma testului. Se poate observa din harta de distribuție faptul că elementele specifice gazelor de ardere prezintă o distribuție uniformă în stratul depus. 90

91 Figura 7.2. Analiza chimică elementală EDS a stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) în urma testului de coroziune Figura 7.3. Harta de distribuţie a elementelor chimice Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Morfologia stratului depus de NiAlSi în urma testului de coroziune în gaze de ardere este prezentată în Fig După cum se poate concluziona din imagine nici stratul de NiAlSi nu a suferit modificări semnificative în urma expunerii la gaze de ardere la temperatura ridicată. Figura 7.4. Imagine SEM a stratului NiAlSi după testul de coroziune în gaze de ardere Figura 7.5. Analiza chimică elementală EDS a stratului de NiAlSi în urma testului de coroziune 91

92 Și în cazul acestui strat analiza elementară scoate în evidență prezența pe suprafața stratului a unor elemente specifice gazelor de ardere (carbon și azot) (Fig. 7.5.). Harta de distribuție a elementelor chimice din Fig prezintă de asemenea o distribuție uniformă a acestor elemente pe suprafața stratului depus. Figura 7.6. Harta de distribuţie a elementelor chimice NiAlSi Concluzii parţiale În urma testului de coroziune în gaze de ardere ambele epruvete s-au comportat foarte bine înregistrând doar o ușoară scădere de masă. Relevanța acestui test este mare datorită condițiilor reale de funcționare a cilindrilor în motoarele cu ardere internă Caracterizarea electrochimică a straturilor depuse în jet de plasmă prin spectroscopie de impedanţă electrochimică (SIE) în soluție de 3,5% NaCl Măsurătorile au fost efectuate la potenţial în circuit deschis în soluție aerată de 3,5% NaCl. Spectrele au fost înregistrate în domeniul de frecvenţă Hz la un potenţial în curent alternativ cu amplitudinea de 10 mv, utilizând un potenţiostat PARSTAT 4000 (Princeton Applied Research-PAR, USA). Prelucrarea datelor SIE s-a realizat cu programul ZSimpWin versiunea 3.22 (PAR, SUA). Spectrele de impedanţă au fost înregistrate după 1-ora şi respectiv 1-zi de la imersarea probelor în solutia de 3,5% NaCl. Spectrele de impedanţă reprezentate ca diagrame Nyquist pentru cele doua probe acoperite și pentru cea neacoperită (substrat) sunt prezentate în Fig a, c. Pentru planificarea experimentelor și pentru înregistrarea rezultatelor obținute s-au introdus următoarele notații: Proba: P1: Al 2 O 3 30(Ni 20Al) P2: NiAlSi În cazul probei neacoperite (substrat) diagramele Nyqiust obţinute la potenţial în circuit deschis după 1-ora și după 1-zi de imersare în soluție 3,5% NaCl s-au obținut semicercuri incomplete având diametre corespunzătoare rezistenței transferului de sarcină. De asemene se constată că odată cu creșterea timplui de imersare diametrul scade determinând o scădere a rezistenței la coroziune. Pentru probele acoperite, se constată apariția a unui semicerc la 92

93 frecvențe mici. La frecvente mari impedanța este caracteristică rezistenței transferului de sarcină, iar la frecvențe mici rezistenței în pori. Ca și în cazul probei neacoperite se contată că la ambele probe acoperite diametrul semicerurilor din spectrele Nyquis scad în timp, ceea ce înseamnă o scădere a rezistenței la coroziune odată cu timpul de imersare. a) c) b) Figura 7.7. Diagramele Nyquist pentru: (a) substrat și (b) P1 și (c) P2 menţinute diferite perioade de timp în soluție de 3,5% NaCl Spectrele de impedanţă reprezentate ca diagrame Bode pentru cele două probe acoperite și pentru cea neacoperită (substrat) sunt prezentate în Fig a, c. Avantajul diagramei Bode este acela că datele de impedanţă sunt prezentate pe tot intervalul de frecvenţă. Dependenţa de frecvenţă a unghiului de fază, indică faptul că pot să apară una sau mai multe constante de timp. În timp ce în reprezentările Bode pentru proba neacoperită se observa prezenta unei singure constante pentru timpul de relaxare, indicată printr-un singur maxim pe curba de variaţie a unghiului de fază cu frecvenţa, în cazul probelor acoperite sunt evidențiate două constante de timp. a) b) c) Figura 7.8. Diagramele Bode pentru: (a) substrat și pentru probele acoperite: (b) P3 și (c) P4 menţinute diferite perioade de timp în soluție de 3,5% NaCl Celula electrochimică poate fi reprezentată printr-un circuit echivalent (CE), constând din diferite combinaţii de rezistori, capacitori şi alte elemente de circuit. CE furnizează cei mai relevanţi parametri electrochimici care caracterizează procesul electrochimic. Gradul de corelare a circuitului echivalent pentru datele experimentale obţinute este exprimat prin parametrul χ 2, care este direct corelat cu eroarea relativă a curentului măsurat unei valori a lui χ 2 de ordinul 10-4 îi corespunde o eroare a valorii măsurate de 2%. Interpretarea spectrelor pentru proba 93

94 neacoperită s-a realizat prin modelarea datelor cu un circuit echivalent ce este prezentat în Fig a. Rezistenţa soluţiei nu variază în timpul menţinerii probelor în aceasta, diferenţele înregistrate în măsurătorile efectuate variind în limitele a ± 3 Ω cm 2 faţa de valoarea medie de 63 Ω cm 2. Valorile parametrilor electrici ai circuitului echivalent pentru proba neacoperită menținută diverse perioade de timp în soluție de 3,5% NaCl sunt prezentate în Tab În cazul probelor acoperite în ambele diagrame se poate distinge existenţa a două constante de timp. Aceste două constante de timp sunt puse în evidență de cele două semicercuri în diagrama Nyquist și de prezența a două maxime în diagrama de fază Bode. Spectrele obţinute au fost interpretate prin modelarea datelor cu un circuit echivalent ale căror elemente de circuit descriu proprietăţile fizice şi electrochimice ale suprafeţei celor 2 probe acoperite și imersate în soluție de 3,5% NaCl. În acest circuit echivalent R sol (R 1 Q 1 )(R 2 Q 2 ), R sol reprezintă rezistenţa soluţiei, R 1 rezistenţa transferului de sarcină, iar R 2 rezistenţa în defectele stratului depus (în pori sau în fisuri). De asemenea, pentru a lărgi sfera de aplicabilitate a modelului, în locul capacităţilor ideale au fost introduse elementele de fază constantă corespunzătoare stratului dublu electric, Q 1 şi stratului depus, Q 2. Valorile coeficientului χ 2 sunt cuprinse între 10-4 şi 8 x 10-4, ceea ce indică faptul că corelarea datelor din circuitul echivalent ales s-a realizat în limitele unor erori cuprinse între 1,5% şi 3%. Valorile parametrilor electrici ai circuitului echivalent pentru probele acoperite menţinute la diferite perioade de timp în soluții de 3,5% NaCl sunt prezentate în Tab Tabelul 7.2. Parametrii electrici ai circuitelor echivalente prezentate în Fig obținuți prin ajustarea datelor experimentale pentru cele două probe acoperite (P1-P2) și substrat (P) în soluție de 3,5% NaCl Proba 10-3 R 1 (Ω cm 2 ) 10 4 Q 1 (S/cm 2 s n ) n R 2 (Ω cm 2 ) 10 5 Q 2 (S/cm 2 s n ) n R p (Ω cm 2 ) După 1 oră de la imersare P 2,7 1, ,8 P1 1,8 P2 1,1 4,7 0,77 5,4 0,77 17,6 4, ,4 10,5 4, ,6 După 1 zi de la imersare P 2,1 4, ,1 P1 1,2 P2 0,6 5,3 0,76 6,7 0,75 14,9 4, ,1 3,2 5, ,8 De menţionat este faptul că în Fig a, c datele experimentale sunt prezentate ca puncte individuale, iar prin linia continuă sunt reprezentate spectrele teoretice obţinute în urma simulării folosind circuitele echivalente prezentate în Fig Pentru cele două probe acoperite, din datele prezentate în Tab. 7.3., se constată că rezistenţa în pori (R 2 ) este cu un ordin de mărime mai mare decât rezistența transferului de 94

95 sarcină. Ambele rezistențe scad cu creșterea timpului de imersare. Pentru probele acoperite valoarea rezistenței la polarizare este dată de suma celor 2 rezistențe (R 1 + R 2 ). Din această cauză se constată o creștere a rezistenței la coroziune, cu aproximativ un ordin de mărime, pentru probele acoperite comparativ cu rezistența substratului. De asemenea se constată că valoarea coeficientului n 2 pentru probele acoperite scade după o zi de la imersare și tinde spre 0,5. Aceste valori indică faptul că procesul de coroziune pentru probele acoperite trec de la un proces de transfer de sarcină spre un proces de difuzie. Curbe de polarizare ciclică Probele acoperite au fost supuse de asemenea testelor de polarizare liniară în soluție de 3,5% NaCl. Pentru comparație s-a folosit proba neacoperită (substratul). Curbele de polarizare liniară au fost trasate în intervalul de potenţial: -1 +0,5 V, utilizând o viteză de baleiere de 1 mv/s. Reprezentarea curbelor de polarizare liniară în coordonate: densitate de curent (i)/potenţial (E) (Fig a-b), permite evidenţierea potenţialelor de coroziune (E cor ) și a curenţilor de coroziune (j cor ). Figura 7.9. Curbele de polarizare liniară ale: (a) substratului P și (b) ale probelor acoperite imersarsate în soluție de 3,5% NaCl obținute prin baleierea potenţialului pe domeniul (-1 +0,5) V cu viteza de 1 mv/s Principalii parametri ai procesului de coroziune (E cor si j cor ) obţinuţi prin prelucrarea curbelor de polarizare liniară ale celor doua probe acoperite și a substratului sunt centralizaţi în Tab a) b) Tabelul 7.3. Principalii parametri ai procesului de coroziune pentru probele acoperite și pentru substrat în soluție de 3,5% NaCl Proba E cor (mv) j cor (μa/cm 2 ) Substrat P P Potenţialele de coroziune (E cor ) prezintă valori mai favorabile pentru probele acoperite comparativ cu valoarea substratului. Curentul de coroziune (j cor ) este reprezentativ pentru gradul de deteriorare a materialului. Se constată că, densitatea curentului de coroziune, mărime reprezentativă pentru nivelul de degradare al probelor, este de ordinul zecilor de μa/cm 2 în toate 95

96 cazurile studiate. Însă cel mai mare curent de coroziune s-a obținut în cazul substratului, iar cel mai mic de aproximativ 10 ori, în cazul probei P2. Din acest motiv se constată o bună concordanță între rezultatele obținute din testele de spectroscopie de impedanță electrochimică și cele de polarizare liniară. Analiza suprafeţelor cu ajutorul metodei microscopiei electronice Imaginile de microscopie electronică obţinute au fost analizate cu ajutorul microscopului Quanta 3D Scanning Electron Microscope (SEM) echipat cu sistem de microanaliză. Microfotografiile SEM pentru substrat după terminarea polarizarii electrochimice la potențialul de 1V sunt prezentate în Figura Microfotografiile SEM pentru strat după analiza polarizării electrochimice la potențialul de 1V sunt prezentate în Fig și Cu ajutorul microscopiei electronice se poate identifica tipul de coroziune. Astfel, pentru P2 din cele două probe acoperite testate din punct al rezistenței la coroziune se constată că după tratamentul electrochimic aplicat, suprafața acestora suferă degradări localizate. Se constată apariția unor puncte de coroziune pe suprafața acestor materiale, fiind susceptibile la coroziunea localizată. Figura Microfotografiile SEM pentru substrat după tratamentul electrochimic aplicat în soluție de 3,5% NaCl a) b) Figura Microfotografiile SEM la diferite măriri (a, b) pentru P1 după tratamentul electrochimic aplicat în soluție de 3,5% NaCl 96

97 a) b) Figura Microfotografiile SEM la diferite măriri (a, b) pentru P2 după tratamentul electrochimic aplicat în soluție de 3,5% NaCl În cazul probei P1 microfotografiile SEM efectuate nu au indicat apariția unei coroziuni localizate. Topografia suprafeței este similară cu aceea de după depunerea stratului, deci se poate presupune că pe suprafața acestei probe se dezvoltă o coroziune mai mult uniformă. Imaginile SEM confirmă rezultatele electrochimice obținute, astfel că proba P1 este cea mai rezistentă la atacul coroziv. Concluzii parțiale din punct al comportarii electrochimice În prezenta teză de doctorat s-a studiat comportarea la coroziune a două materiale acoperite cu diverse pulberi Al 2 O 3 30(Ni 20Al) și NiAlSi prin metoda de depunere în jet de plasmă. Ca material de referință s-a folosit materialul neacoperit adică substratul. Ca mediu agresiv s-a utilizat o soluție de 3,5% NaCl, cunoscându-se faptul că ionii de Cl prezintă o agresivitate ridicată asupra materialelor metalice. Caracterizarea rezistenței la coroziune s-a realizat utilizând metodele de polarizare potențiodinamică liniară și spectroscopia de impedanță electrochimică. Din cubele de polarizare potențiadinamică a celor două materiale acoperite respectiv a substratului în soluție de 3,5% NaCl s-au determinat valorile potențialelor de coroziune și ale densităților curenților de coroziune. Aceste valori au demonstrat că indiferent de stratul depus rezistența la coroziune crește comparativ cu cea a substratului. Potențialele de coroziune se deplasează spre valori mai pozitive, iar densitățile curenților de coroziune scad. Măsurătorile de spectroscopie de impedanță electrochimică (SIE) prezentate ca spectre Nyguist cât și ca spectre Bode pentru substrat indică prezența unei singure constante de timp. Circuitul echivalent care satisface această structură este de tipul R sol (R 1 Q 1 ). Deoarece R 1 este de ordinul a 10 3 Ω cm 2 se constată o slabă rezistență a substratului în această soluție. În cazul celor două materiale acoperite măsurătorile de spectroscopie de impedanță electrochimică (SIE) prezentate ca spectre Nyguist cât și ca spectre Bode indică prezența a doua constante de timp. Acest date confirmă structura complexă a suprafeței materialelor acoperite. Pentru aceste cazuri circuitul echivalent care satiface aceste structuri este de tipul R sol (R 1 Q 1 )(R 2 Q 2 ), cea de-a doua rezistență este datorată stratului depus. Din datele obținute se constată că rezistența la coroziune crește cu aproape un ordin de mărime după efectuarea depunerilor. De asemenea, datorită 97

98 agresivității mediului utilizat, se constată o scădere a rezistenței la coroziune în timp. Rezultatele sunt în concordanță cu cele obținute din măsurătorile de polarizare liniară. Utilizând analiza SEM se constată că substratul și P2 din cele două materiale acoperite suferă degradări sub formă localizată. Singurul material care s-a dovedit a nu prezenta coroziune localizată P1 fiind cel mai rezistent la coroziunea electrochimică Coroziune chimică prin imersare într-o soluție de acid sulfuric cu o concentrație de 30% Combustibilul utilizat în cadrul motoarelor cu ardere internă cu aprindere prin compresie este motorina. Acest combustibil conține în diverse proporții sulf, element care în timpul procesului de combustie poate duce la formarea acidului sulfuric pe pereții interiori ai cilindrului. Acidul sulfuric este o substanță puternic corozivă ce poate duce la deteriorarea în timp a suprafeței funcționale a cilindrului motor. Pentru o evaluare cât mai corectă a straturilor analizate s-a dorit realizarea unui studiu în ceea ce privește rezistența la coroziune în acid sulfuric a celor două straturi de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) și NiAlSi comparativ cu materialul de bază. În acest scop s-a utilizat o soluție de acid sulfuric cu o concentratie de 30%. Epruvetele au fost imersate în acid sulfuric pentru o durată de 70 de ore. În Fig sunt prezentate poze ale epruvetelor după testul de coroziune cu o durată de 70 de ore în acid sulfuric. După cum se poate observa epruveta cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) a fost intens corodată, porțiuni semnificative din strat exfoliindu-se de pe materialul de bază. Epruvete cu strat de NiAlSi a avut un comportament mai bun, urmele de coroziune fiind mai puțin evidente. Fig c prezintă epruveta realizată din material de bază în urma testului de coroziune în acid sulfuric. a) b) c) Figura Aspectul straturilor după testul de coroziune în acid sulfuric: a) epruveta cu strat de Al 2 O 3 30(Ni 20Al), b) epruveta cu strat de NiAlSi și c) epruveta din material de bază În Tab sunt prezentate rezultatele analizei gravimetrice ce s-a efectuat asupra epruvetelor supuse la coroziune în acid sulfuric. Pe perioada celor 70 de ore s-au efectuat două măsurători intermediare a greutății epruvetelor. Epruveta realizată din materialul de bază a pierdut la sfârșitul testului 1,73% din masa inițială, epruveta cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) 98

99 a pierdut 3,8% din masa inițială și epruveta cu strat depus de NiAlSi a pierdut 3,13% din masa inițială. Tabelul 7.4. Rezultatele obținute în urma analizei gravimetrice asupra epruvetelor supuse la coroziune în acid sulfuric Material de bază Al 2 O 3 30(Ni 20Al) NiAlSi 0 h 11,984 g 11,6241 g 11,5832 g 44 h 11,8046 g 11,248 g 11,2976 g 50 h 11,7696 g 11,2456 g 11,2247 g 70 h 11,7761 g 11,1819 g 11,2202 g Pierdut 0,2079 g 1,73% 0,4422 g 3,8% 0,363 g 3,13% În Fig este reprezentată procentual pierderea de masă pentru fiecare din cele trei epruvete în funcție de timpul de imersare. Se poate ușor observa că materialul de bază a pierdut cel mai puțin material în urma testului și cea mai afectată a fost epruveta cu strat depus de Al 2 O 3 30(Ni 20Al). În Fig sunt prezentate două imagini SEM ale stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) după testul de coroziune în acid sulfuric. Din poze rezultă că morfologia stratului s-a modificat în urma testului de coroziune. Limitele dintre splat-uri s-au mărit astfel apărând goluri și fisuri de dimensiuni mari datorită exfolierii treptate a unor grăunți din strat. Figura Pierderea procentuală de masă a epruvetelor în funcție de timpul de imersare în soluția de acid sulfuric a) b) Figura Imagini SEM ale stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) în urma testului de coroziune în acid sulfuric: a) 500x și b) 1000x În Fig sunt prezentate rezultatele obținute în urma analizei elementale pe suprafața stratului depus în urma testului de coroziune în acid sulfuric. Se poate observa că stratul a suferit o coroziune puternică, iar fierul apare într-o cantitate semnificativă pe strat datorită fisurilor 99

100 propagate în acesta. Sulful se găsește într-o cantitate mare și distribuit uniform datorită radicalului SO 4 ce reacționează cu compușii stratului depus și a materialului de bază, în urma reacției degajându-se hidrogen H 2 ). Figura Analiza chimică elementală EDS a stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) Distribuția uniformă a sulfului și hidrogenului pe suprafața stratului depus poate fi observată și de pe harta de distribuție a elementelor chimice din Fig De asemenea distribuția uniformă a fierului indică prezența numeroaselor fisuri ce s-au propagat până la materialul de bază. Figura Harta de distribuţie a elementelor chimice Figura Difractograma de raze X al stratului de Al 2 O 3 30(Ni 20Al), intervalul unghiului de difracţie: 2θ =

101 Pentru o analiză cât mai completă a modificărilor structurale ce au apărut în compoziția stratului depus s-a realizat o analiză de difracție cu raze x, pentru stratul de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) aceasta fiind prezentată în Fig Faza de Al 0,14 Ni 0,86 prezentă în stratul depus inițial a suferit o descompunere datorită reacțiilor chimice de coroziune provocate de acidul sulfuric. Acesta a reacționat chimic cu nichelul din aliaj formând un nou compus Ni 17 S 18 cristalizat în sistem hexagonal. În urma acestor reacții au rezultat alte două faze de AlNi 3 una cristalizată în sistem tetragonal și una în sistem cubic. Faza de α-al 2 O 3 și-a păstrat în urma procesului de coroziune celula elementală cristalizată în sistem cubic. Faza compusă dintr-un aliaj de Al și Ni și-a schimbat proporția datorită reacțiilor chimice formând un aliaj de Al 0,96 Ni 0,04. În urma testului de coroziune în acid sulfuric stratul de NiAlSi a prezentat un comportament mult mai bun fapt scos în evidență și de morfologia stratului prezentate în imaginile SEM din Fig a) b) Figura Imagini SEM ale stratului de NiAlSi în urma testului de coroziune în acid sulfuric: a) 500x și b) 1000x Aceasta scoate în evidență doar urme de coroziune de suprafață și o mărire a dimensiunilor porilor dintre splat-urile succesive. Analiza chimică elementală prezintă apariția fierului datorită propagării fisurilor provocate de mărirea dimensiunilor porilor dintre splat-uri, însă proporția fierului este mult mai mică față de stratul de Al 2 O 3 30(Ni 20Al) (Fig ). Sulful se găsește de asemenea într-o cantitate mai mică, fapt datorat reactivității chimice mai scăzute față de acid sulfuric a stratului de NiAlSi. Acest lucru poate fi observat comparativ și din harta de distribuție a elementelor chimice (Fig ). Aceasta prezintă de asemenea o distribuție uniformă a sulfului și a oxigenului în materialul stratului depus, însă răspândirea acestora este mai mică. Fazele ce apar în stratul de NiAlSi în urma testului de coroziune în acid sulfuric sunt prezentate pe difractograma de raze x din Fig Stabilitatea chimică a fazelor de Al 0,14 Ni 0,86 și Ni 0,92 Si 0,08 din stratul inițial este mult mai bună decât fazele ce au constituit stratul de Al 2 O 3 30(Ni 20Al), fapt scos în evidență de faptul că faza de NiS prezintă o proporție mult mai scăzută. Înafară de cele două faze care erau prezente în stratul inițial, stratul supus la coroziune în acid sulfuric mai prezintă o fază de NiS cristalizată în sistem hexagonal. 101

102 Figura Analiza chimică elementală EDS a stratului de NiAlSi Figura Harta de distribuţie a elementelor chimice Figura Difractograma de raze X al stratului de NiAlSi, intervalul unghiului de difracţie: 2θ = Scăderea ridicată a masei epruvetelor realizate din materialul de bază cu straturi depuse s- a datorat și coroziunii intense a materialului de bază (fiind dificilă imersarea diferențială a epruvetelor în acid sulfuric). După cum se poate observa în Fig materialul de bază a suferit 102

103 o corodare intensă datorită acidului sulfuric, acesta prezentând urme adânci datorate reacțiilor chimice suferite de fier. a) b) Figura Imagini SEM a materialului de bază în urma testului de coroziune în acid sulfuric: a) 500x și b) 1000x Analiza chimică elementală arată prezența sulfului și a oxigenului în proporție foarte ridicată pe suprafața epruvetei realizată din material de bază în urma testului de coroziune în acid sulfuric (Fig.7.24.). Figura Analiza chimică elementală EDS a materialului de bază Harta de distribuție prezentată în Fig prezintă o repartiție uniformă a sulfului și oxigenului pe suprafața epruvetei supusă la coroziune. Figura Harta de distribuţie a elementelor chimice 103