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 – 2014

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.

4

Cuprins

Introducere 1 7

Capitolul I Stadiul actual al cercetărilor privind depunerile prin pulverizare

termică. Obiectivele lucrării.

2 9

1.1. Acoperiri utilizate în industria automobilelor la nivelul cilindrilor motoarelor

cu ardere internă. Stadiul actual al cercetărilor pe plan internaţional

2 9

1.2. Obiective şi strategie experimentală 27 13

Capitolul II Considerente teoretice privind funcționarea motoarelor cu

ardere internă și analiza diverșilor factori ce afectează comportamentul

cilindrilor

29 15

Capitolul III Modelarea matematică a comportamentului mecanic și termic

al straturilor depuse pe cilindru

51 18

3.1. Introducere 51 18

3.2. Analiza structurală a comportamentului cilindrului 52 19

3.3. Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu un

strat depus de Al2O3 30(Ni 20Al)

53 20

3.3.1. Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu

un strat depus de Al2O3 30(Ni 20Al) fără prelucrare mecanică

53 20

3.3.2. Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu

un strat depus de Al2O3 30(Ni 20Al) cu prelucrare mecanică de finisare

57 23

3.3.3. Rezultatele obținute în urma analizei termice efectuate pe cilindrul cu un

strat depus de Al2O3 30(Ni 20Al)

60 26

3.4. Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu un

strat depus de NiAlSi

61 28

3.4.1. Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu

un strat depus de NiAlSi fără prelucrare mecanică

61 27

3.4.2. Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu

un strat depus de NiAlSi cu prelucrare mecanică de finisare

65 30

3.4.3. Rezultatele obținute în urma analizei termice efectuate pe cilindrul cu un

strat depus de NiAlSi

68 32

3.5. Rezultatele obținute în urma analizei efectuate pe cilindrul fără strat

69 33

3.5.1. Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul fără

strat depus

70 34

3.5.2. Rezultatele obținute în urma analizei termice efectuate pe cilindrul fără

strat depus

73 36

Capitolul IV Metode şi echipamente pentru depunerea şi caracterizarea

straturilor superficiale

75 37

5

Capitolul V Cercetări experimentale asupra straturilor superficiale obţinute

prin pulverizare termică în jet de plasmă

99 41

5.1. Depunerea de straturi superficiale în jet de plasmă (APS) 99 41

5.2. Caracterizarea pulberilor destinate depunerii de straturi prin pulverizare

termică

100 41

5.2.1. Fazele constituente ale pulberii utilizate 100 41

5.2.2. Compoziţia chimică 102 41

5.2.3. Dimensiunea şi morfologia particulelor pulberilor utilizate 102 42

5.3. Ceretări experimentale asupra caracterizării structurale a straturilor obținute 104 44

5.3.1. Analize structurale prin difracţie de raze-X 104 44

5.3.2. Analize structurale ale straturilor obţinute în jet de plasmă prin

microscopie electronică

108 45

5.4. Teste destinate analizelor termice 115 51

5.4.1. Analize structurale prin difracţie de raze-X ale straturilor în urma

tratamentelor termice

115 51

5.4.2. Analiza straturilor obţinute după tratament termic 126 55

5.4.3. Analiza dilatometrică a straturilor obţinute 131 57

5.4.4. Analiza termică diferenţială și analiza termogravimetrică ale straturilor

obţinute

136 59

Capitolul VI Caracterizarea proprietăților mecanice ale straturilor obținute

prin pulverizare termică în jet de plasmă

139 61

6.1. Cercetări experientale asupra caracteristicilor fizico – mecanice a straturilor

obținute prin metoda ―micro scratch‖

139 61

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)

145 66

6.3. Determinarea proprietăților mecanice a materialelor utilizate prin testul de

compresiune

152 71

6.4. Analiza asupra comportamentului la oboseală de contact a materialelor

considerate în cercetare

156 73

6.4.1. Rezultatele obținute în cazul oboselii de contact a rolei realizată din

material de bază în condiții de lubrifiere mixte

157 73

6.4.2. Rezultatele obținute pentru rolele cu strat depus fără lepuire în cazul

oboselii de contact în condiții de lubrifiere mixte

159 75

6.4.3. Rezultatele obținute pentru rolele cu strat depus cu lepuire în cazul

oboselii de contact în condiții de lubrifiere mixte

164 79

6.5. Rezultatele obținute pentru calculului grosimii filmului de lubrifiant și a

parametrului de ungere în urma oboselii de contact

169 83

6.5.1. Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și a

parametrului de ungere pentru ansamblul rolă fără strat – sabot

170 83

6

6.5.2. Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și a

parametrului de ungere pentru ansamblul rolă cu strat de Al2O3 30(Ni 20Al) fără

prelucrări mecanice – sabot

174 84

6.5.3. 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

178 86

6.5.4. Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și a

parametrului de ungere pentru ansamblul rolă cu strat de Al2O3 30(Ni 20Al) cu

prelucrări mecanice – sabot

182 87

6.5.5. 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

185 88

Capitolul VII Cercetări experimentale privind comportarea la coroziune a

straturilor obținute prin pulverizare termică în jet de plasmă

191 89

7.1. Determinarea coroziunii în gaze de ardere ale straturilor obţinute 191 89

7.2. Caracterizarea electrochimică a straturilor depuse în jet de plasmă prin

spectroscopie de impedanţă electrochimică (SIE) în soluție de 3,5% NaCl

195 92

7.3. Coroziune chimică prin imersare într-o soluție de acid sulfuric cu o

concentrație de 30%

204 98

Capitolul VIII Concluzii finale. Contribuţii personale. Direcții de

perspectivă pentru dezvoltarea cercetărilor.

216 105

8.1. Concluzii finale 216 105

8.2. Contribuţii personale 220 109

8.3. Direcții de perspectivă pentru continuarea cercetărilor 221 109

Lista de lucrări

Bibliografie

Anexe 1...13

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

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 Al2O3 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 Al2O3 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.

9

Capitolul I

Stadiul actual al cercetărilor privind depunerile prin pulverizare

termică. Obiectivele lucrării.

1.1. 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 m1/2

.

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, 1995.

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, 1992.

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, 2001.

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, 2004.

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

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, 1999. 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, 2003.

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 TiOx 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 TiO1,95, 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

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, 2003. Studiile acestora s-au axat pe metode de determinare a ratei

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.

1.2. 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.

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 100 … 200 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.

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. 2.1. 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

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. 2.2. este prezentată o imagine în secțiune tridimensională a motorului din Fig. 2.1.

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.

17

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. 2.4. de mai jos se prezintă oglinzile cilindrilor ce fac corp comun

cu carterul.

Figura 2.4. Modelul CAD al carterului motorului considerat

Segment de ungere Segment de etanșare Segment de foc

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 14.5. 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

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/m2∙K. Pe suprafața interioară a cilindrului, coeficientul de transfer termic convectiv

este de 260 W/m2∙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.

3.2. 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. 3.1. este prezentată rețeaua de discretizare a modelului fără strat utilizată în cadrul

analizei structurale. Fig. 3.2. prezintă rețeaua de discretizare a modelului cu strat. Rețeaua de

discretizare a modelului cu strat este alcătuită din 98538 de noduri și 13672 elemente. Pentru

modelul fără strat, rețeaua de discretizare este alcătuită din 77572 noduri și 15098 elemente.

20

Pentru definirea diverselor materiale ce intră în componenta modelului s-a utilizat

modulul Data Engineering al programului ANSYS 14.5.

3.3. Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul cu

un strat depus de Al2O3 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.

3.3.1. Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul

cu un strat depus de Al2O3 30(Ni 20Al) fără prelucrare mecanică

Fig. 3.3. prezintă direcțiile vectorilor eforturilor unitare din cilindrul cu strat depus de

Al2O3 30(Ni 20Al) în urma solicitării de contact cu segmentul. Vectorii de culoare roșie

reprezintă tensiunea principală σ1, cei de culoare verde tensiunea principală σ2 și cu culoare

albastră sunt reprezentați vectorii tensiunii principale σ3. Acești vectori sunt descrescători ca

valoare în sensul σ1>σ2>σ3. 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

Al2O3 30(Ni 20Al) fără prelucrare mecanică

Ca urmare a apariției tensiunilor principale în urma solicitării de contact în Fig. 3.4. este

prezentată distribuția tensiunilor normale produse de acestea. Fig. 3.4. – a prezintă distribuția

tensiunii principale σ1. 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

σ2 este prezentată în Fig. 3.4. – 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.

21

Distribuția tensiunii principale σ3 este prezentată în Fig. 3.4. – 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 Al2O3 30(Ni 20Al) produse de

tensiunile principale după direcțiile principale: a) tensiunea principală σ1, b) tensiunea

principală σ2 și c) tensiunea principală σ3

În Fig. 3.5. este prezentată distribuția tensiunii echivalente pentru cilindrul cu un strat

depus de Al2O3 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

Al2O3 30(Ni 20Al) fără prelucrare mecanică

22

În Fig. 3.6. este prezentată deformația elastică ce apare în cilindrul cu un strat depus de

Al2O3 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 Al2O3 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. 3.7.

Figura 3.7. Distribuția tensiunii normale pentru cilindrul cu un strat depus de

Al2O3 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 Al2O3 30(Ni20Al) este prezentată în Fig. 3.8.

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 τ1 a tensiunii tangențiale are valoarea maximă de 0,28

MPa, iar componenta τ2 are valoarea maximă de 0,26 MPa.

23

Figura 3.8. Distribuția tensiunii tangențiale pentru cilindrul cu un strat depus de

Al2O3 30(Ni 20Al) fără prelucrare mecanică

3.3.2. Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul

cu un strat depus de Al2O3 30(Ni 20Al) cu prelucrare mecanică de finisare

Direcțiile tensiunilor principale ce apar în materialul cilindrului cu strat depus de Al2O3

30(Ni 20Al) în urma solicitării de contact cu un coeficient de frecare mai scăzut sunt prezentate

în Fig. 3.9.

Figura 3.9. Distribuția vectorilor tensiunii principale în materialul cilindrului cu un strat de

Al2O3 30(Ni 20Al) cu prelucrare mecanică

Distribuția tensiunilor principale după direcții principale ca urmare a solicitării de contact

este prezentată în Fig. 3.10. Tensiunea principală σ1 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 σ2 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 σ3 valoarea maximă a acesteia este de 1,31 MPa, iar

componenta de întindere are valoarea maximă de 0,11 MPa.

24

Figura 3.10. Tensiunile normale din cilindrul cu strat depus de Al2O3 30(Ni 20Al) produse de

tensiunile principale după direcțiile principale: a) tensiunea principală σ1, b) tensiunea

principală σ2 și c) tensiunea principală σ3

Distribuția tensiunii echivalente în acest caz este prezentat în Fig. 3.11. 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 3.11. Distribuția tensiunii echivalente pentru cilindrul cu un strat depus de

Al2O3 30(Ni 20Al) cu prelucrare mecanică

Deformația elastică indusă în materialul cilindrului ca urmare a solicitării de contact este

prezentată în Fig. 3.12. Valoarea maximă a acesteia este de 5,7361x10-6

mm/mm, valoare de

asemenea foarte mică.

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. 3.13.

Figura 3.12. Deformația elastică ce apare în cilindrul cu un strat depus de Al2O3 30(Ni 20Al) cu

prelucrare mecanică

Figura 3.13. Distribuția tensiunii normale pentru cilindrul cu un strat depus de

Al2O3 30(Ni 20Al) cu prelucrare mecanică

Figura 3.14. Distribuția tensiunii tangențiale pentru cilindrul cu un strat depus de

Al2O3 30(Ni 20Al) cu prelucrare mecanică

26

Tensiunea tangențială din planul xy pentru cilindru cu strat depus de Al2O3 30(Ni 20Al)

este prezentată în Fig. 3.14. Componenta τ1 are valoarea maximă de 0,27 MPa, iar componenta τ2

are în acest caz valoarea de 0,26 MPa.

3.3.3. Rezultatele obținute în urma analizei termice efectuate pe cilindrul cu

un strat depus de Al2O3 30(Ni 20Al)

În Fig. 3.15. este prezentată distribuția de temperatură în cazul cilindrului cu un strat

depus de Al2O3 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 3.15. Distribuția de temperatură în cazul cilindrului cu un strat depus de

Al2O3 30(Ni 20Al)

Figura 3.16. Distribuția fluxului termic în cazul cilindrului cu un strat depus de

Al2O3 30(Ni 20Al)

Fig. 3.16. prezintă distribuția fluxului termic în cilindrul cu stratul de Al2O3 30(Ni 20Al).

Fluxul termic maxim prin strat are valoarea de 0,38 W/mm2

și apare în zona de contact cu

segmentul.

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.

3.4. 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 6.

3.4.1. Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul

cu un strat depus de NiAlSi fără prelucrare mecanică

În Fig 3.17. 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 σ1, culoarea verde reprezintă

tensiunea principală σ2, iar culoarea albastră tensiunea principală σ3.

Figura 3.17. Distribuția vectorilor tensiunii principale în materialul cilindrului cu un strat de

NiAlSi fără prelucrare mecanică

În Fig. 3.18. este prezentată distribuția tensiunilor principale în materialul cilindrului.

Tensiunea principală σ1 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. 3.18. – a). Tensiunea

principală σ2 este prezentată în Fig. 3.18. – 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. 3.18. – c prezintă distribuția de tensiune principală σ3 având o componentă de compresiune

cu valoarea maximă de 4,24 MPa și o componentă de întindere de 0,37 MPa.

28

Figura 3.18. Tensiunile normale din cilindrul cu strat depus de NiAlSi produse de tensiunile

principale după direcțiile principale: a) tensiunea principală σ1, b) tensiunea principală σ2 și c)

tensiunea principală σ3

Distribuția tensiunii echivalente în cilindrul ce are un strat de NiAlSi depus este

prezentată în Fig. 3.19. 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. 3.20. 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. 3.21. 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 3.19. Distribuția tensiunii echivalente pentru cilindrul cu un strat depus de NiAlSi

fără prelucrare mecanică

29

Figura 3.20. Deformația elastică ce apare în cilindrul cu un strat depus de NiAlSi

fără prelucrare mecanică

Figura 3.21. Distribuția tensiunii normale pentru cilindrul cu un strat depus de NiAlSi

fără prelucrare mecanică

În Fig. 3.22. este prezentată distribuția tensiunii tangențiale din planul xy prezente în

cilindrul cu strat depus de NiAlSi. Componenta τ1 are în acest caz valoarea maximă de 0,501

MPa, iar componenta τ2 a tensiunii tangențiale din plane paralele cu planul xy are valoarea

maximă de 0,511 MPa.

Figura 3.22. Distribuția tensiunii tangențiale pentru cilindrul cu un strat depus de NiAlSi

fără prelucrare mecanică

30

3.4.2. 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. 3.23. Semnificația culorilor

vectorilor din figura este aceeași ca și în cazurile prezentate anterior.

Figura 3.23. Distribuția vectorilor tensiunii principale în materialul cilindrului cu un strat de

NiAlSi cu prelucrare mecanică

Figura 3.24. Tensiunile normale din cilindrul cu strat depus de NiAlSi produse de tensiunile

principale după direcțiile principale: a) tensiunea principală σ1, b) tensiunea principală σ2 și c)

tensiunea principală σ3

În Fig. 3.24. este prezentată distribuția tensiunilor principale în materialul cilindrului cu

strat depus de NiAlSi. Tensiunea principală σ1 prezintă o componentă de compresiune cu

31

valoarea maximă de 1,88 MPa și o componentă de întindere cu valoarea maximă de 3,94 MPa

(Fig. 3.24. – a).

Tensiunea principală σ2 este prezentată în Fig. 3.24. – 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. 3.24. – c prezintă distribuția de tensiune principală σ3 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. 3.25. 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 3.25. Distribuția tensiunii echivalente pentru cilindrul cu un strat depus de NiAlSi

cu prelucrare mecanică

Figura 3.26. Deformația elastica ce apare în cilindrul cu un strat depus de NiAlSi

cu prelucrare mecanică

În Fig 3.26. 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. 3.27. 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.

32

Figura 3.27. 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. 3.28. unde este prezentată

distribuția tensiunii tangențiale față de acest plan. Componenta τ1 a tensiunii tangențiale are

valoarea maximă de 0,504 MPa, iar componenta τ2 a tensiunii tangențiale are valoarea de 0,513

MPa.

Figura 3.28. Distribuția tensiunii tangențiale pentru cilindrul cu un strat depus de NiAlSi

cu prelucrare mecanică

3.4.3. 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.

3.29. 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/mm2. Fluxul termic maxim din materialul de bază în apropierea zonei de contact cu segmentul

are valoarea de 0,46518 W/mm2 (Fig. 3.30.).

33

Figura 3.29. Distribuția de temperatură în cazul cilindrului cu un strat depus de NiAlSi

Figura 3.30. 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.

3.5. 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.

34

3.5.1. Rezultatele obținute în urma analizei structurale efectuate pe cilindrul

fără strat depus

Fig. 3.31. prezintă direcția vectorilor tensiunilor principale în materialul cilindrului fără

strat. Semnificația celor trei culori din figură este acceași ca și în cazurile precedente.

Figura 3.31. Distribuția vectorilor tensiunii principale în materialul cilindrului fără strat depus

Distribuția tensiunii principale σ1 este prezentată în Fig. 3.32. – 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 3.32. Tensiunile normale din cilindrul fără strat depus produse de tensiunile principale

după direcțiile principale: a) tensiunea principală σ1, b) tensiunea principală σ2 și c) tensiunea

principală σ3

35

Pentru tensiunea principală σ2 valoarea maximă a componentei de întindere este de 0,22

MPa, iar cea de compresiune are valoarea de 0,54 MPa (Fig. 3.32. – b). În cazul tensiunii

principale σ3 valoarea maximă de întindere este de 0,12 MPa și cea de compresiune de 0,66 MPa

(Fig. 3.32. – c).

Tensiunea echivalentă în cazul cilindrului realizat doar din materialul de bază este

prezentată în Fig. 3.33. 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 3.33. Distribuția tensiunii echivalente pentru cilindrul fără strat depus

Fig. 3.34. 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 3.34. 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. 3.35. Valoarea maximă a componentei de compresiune este de 0,59 MPa, iar

valoarea maximă a componentei de întindere este de 0,34.

Fig. 3.36. prezintă distribuția tensiunii tangențiale în cilindrul fără strat depus.

Componenta τ1 are valoarea maximă de 0,11 MPa, iar componenta τ2 are valoarea maximă de

0,11 MPa.

36

Figura 3.35. Distribuția tensiunii normale pentru cilindrul fără strat depus

Figura 3.36. Distribuția tensiunii tangențiale pentru cilindrul fără strat depus

3.5.2. Rezultatele obținute în urma analizei termice efectuate pe cilindrul fără

strat depus

Fig. 3.37. 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/mm2, după cum se poate observa în Fig. 3.38. ce prezintă distribuția fluxului termic în acesta.

Figura 3.37. Distribuția de temperatură în cazul cilindrului fără strat depus

37

Figura 3.38. 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

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;

Figura 4.2. Difractometrul de raze X

Panalytical X’Pert Pro MRD

Spectrometru Foundry Master

Analiza spectrometrică aplicată

epruvetelor a fost realizat cu ajutorul

spectrometrului Foundry Master aflat în

dotarea Facultăţii de Știința și Ingineria

Materialelor. Figura. 4.3. Spectrometru Foundry Master 01J0013

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 5 · 104 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 – 10.000x, cu o distanţă de lucru de

aproximativ 15 mm.

Figura 4.4. Microscopul electronic Quanta

200 3D

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 4.5. Sistemul principal al

profilometrului

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.

Figura 4.8. Sistem pentru analiza termică

diferenţială Linsesis STA 1600

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 4.9. Generator de curent electric

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.

Figura 4.10. Modul de testare a adeziunii pe

Microtribometrul CETR UMT-2

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 4.11. 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.

Figura 4.12. Maşina de încercare AMSLER

Spectroscopia de impedanță electrochimică

Potențiostatul PARSTAT 4000,

prezentat în Fig. 4.13. reprezintă ultimul model

de potențiostat produs de Princeton Applied

Research.

Figura 4.13. Potențiostatul PARSTAT 4000

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.

5.1. 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. 5.1.

Tabelul 5.1. Parametrii de pulverizare adoptaţi pentru pulberile depuse

Tipul pulberii

Parametrii tehnologici NiCr Al2O3 30(Ni 20Al) NiAlSi

Distanţa de pulverizare, (mm) 120 100 100

Injector 1,8 1,8 1,8

Intensitatea gazului plasmogen, (A) 500 500 500

Tensiunea arcului electric (U) 61 65 61

Debitul de argon (m3/h) 80 80 80

Debitul de hidrogen (m3/h) 10 14 14

5.2. Caracterizarea pulberilor destinate depunerii de straturi prin pulverizare

termică

5.2.1. 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.

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 kα,

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 Al2O3 30(Ni 20Al) (Metco 410NS) și

NiAlSi şi cea metalică de acrosaj Ni20Cr (43C-NS).

În Fig. 5.1. este prezentată difractograma realizată pe pulberea de Al2O3 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 Al2O3 30(Ni 20Al),

intervalul unghiului de difracţie 2θ = 20…120°

Figura 5.2. Difractograma de raze X pentru pulberea de NiAlSi,

intervalul unghiului de difracţie 2θ = 20…120°

43

Figura 5.3. Difractograma de raze X pentru pulberea metalică Ni20Cr,

intervalul unghiului de difracţie 2θ = 20…120°

Difractograma efectuată pe pulberea de NiAlSi evidenţiază existenţa fazei Al aceasta

fiind una cubică, faza cubică a Ni0.92

Si0.08

, faza hexagonală a SiO2 și faza romboedrică a SiC

(Fig. 5.2.). În Fig. 5.3. este prezentată difractograma realizată pe pulberea utilizată ca şi strat

intermediar. Difractograma efectuată pe pulbere evidenţiază o structură cubică formată din

CrNi3.

5.2.3. 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)

44

Figura 5.4. Microstructuri SEM și analiza chimică elementală EDS: a) Al2O3 30(Ni 20Al),

b) NiAlSi şi c) Ni20Cr

5.3. Ceretări experimentale asupra caracterizării structurale a straturilor

obținute

5.3.1. 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. 5.5.

Figura 5.5. Difractograma de raze X al stratului de Al2O3 30(Ni 20Al),

intervalul unghiului de difracţie: 2θ = 20…120°

În urma procesului de depunere materialul depus suferă unele schimbări structurale.

Datorită temperaturii ridicate la care a avut loc depunerea faza de Al2O3 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

(Al0,14Ni0,86) în matrice de Al2O3.

c)

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 = 20…120°

În Fig. 5.6. 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 Al0,14Ni0,86 în care sunt dispersate faze de Ni0,92Si0,08 și SiO2. Faza principală de Al0,14Ni0,86 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

(CO2). Oxidul de Si suferă o schimbare a sistemului de cristalizare față de pulberea inițială

datorită temperaturii ridicate din hexagonal în tetragonal. Faza de Ni0,92Si0,08 își păstrează

structura cristalină cubică.

Concluzii parțiale

În urma analizei de difracție cu raze X a rezultat ca structura stratului de Al2O3 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 Al0,14Ni0,86 cristalizată de

asemenea în sistem cubic.

În cazul stratului de NiAlSi acesta este alcătuit dintr-o matrice de Al0,14Ni0,86 cristalizată

în sistem cubic în care se găsesc două faze dispersate și anume: Ni0,92Si0,08 cristalizat în sistem

cubic și SiO2 cristalizat în sistem tetragonal.

5.3.2. 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

46

Vacuum, la presiuni de lucru cuprinse între 50 - 60 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. 5.7. este prezentată analiza chimică și elementală a stratului de Al2O3 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

Al2O3 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 Al2O3 30(Ni 20Al) și

b) Analiza chimică elementală EDS a stratului

Figura 5.8. Harta de distribuţie a elementelor chimice

În Fig. 5.9. sunt prezentate elementele chimice ale stratului depus în jet de plasmă format

din NiAlSi, iar în Fig. 5.10. harta de distribuție a acestora. Ca și în cazul precedent fierul ce

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 5.10. Harta de distribuţie a elementelor chimice

Figura 5.11. a) Imagine SEM a stratului de acros Ni20Cr și

b) Analiza chimică elementală EDS a stratului

În Fig. 5.11. sunt prezentate elementele chimice ale stratului de acroș depus în jet de

plasmă format din Ni20Cr, iar în Fig. 5.12. harta de distribuție a acestora. După cum poate fi

48

observat din harta de distribuție elementele chimice ce predomină în stratul intermediar sunt

nichel și crom.

Figura 5.12. Harta de distribuţie a elementelor chimice

Prima epruvetă analizată din punct de vedere morfologic este cea a stratului de Al2O3

30(Ni 20Al).

În Fig. 5.13. – a și b se prezintă imagini SEM la suprafaţa stratului de Al2O3 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. 5.13. – a). Microfisurile apar datorită gradientului termic de răcire a

stratului depus (Fig. 5.13. – b).

Figura 5.13. Structura straturilor obținute prin pulverizare termică a stratului de

Al2O3 30(Ni 20Al): a – structura poroasă; b – microfisuri ce apar în urma răcirii

În Fig. 5.14. este prezentată micrografia SEM în secţiune transversală a stratului

superficial de Al2O3 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. 5.15. sunt prezentate imagini SEM la o putere de mărire mai mare ale aceluiaș

strat de Al2O3 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.

a) b)

49

Figura 5.14. Imagini de electroni secundari în secţiune transversală a stratului de

Al2O3 30(Ni 20Al)

Microfisurile se formează în timpul procesului de răcire ca urmare a tensiunilor interne

datorate gradientului termic. În Fig. 5.15. – a se prezintă imagini SEM în secţiune transversală la

interfaţa strat intermediar/strat metalo – ceramic. La puteri mari de mărire (Fig. 5.15. – b) se

poate observa că există spaţii înguste la limita dintre ―splat-uri‖.

Figura 5.15. Microstructuri SEM în secţiunea transversală a stratului Al2O3 30(Ni 20Al):

a) interfaţa strat Al2O3 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. 5.16. – a și b sunt prezentate imagini SEM la suprafaţa superficială a

stratului. Structura stratului este de asemenea una poroasă și cu caracter stratificat datorită ―splat-

urilor‖ ce se formează (Fig. 5.16. –a).

Figura 5.16. Structura straturilor obținute prin pulverizare termică a stratului de NiAlSi:

a – structură poroasă; b – microfisuri ce apar în urma răcirii

a) b)

a) b)

50

Formarea microfisurilor se datorează de asemenea existeței tensiunilor interne la nivelul

stratului depus (Fig. 5.16. –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. 5.17. 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 20 – 25 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. 5.18 – 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. 5.18 – b)

se pot observa goluri formate la limitele dintre ―splat-urile‖ vecine.

Figura 5.17. Imagini de electroni secundari în secţiune transversală al stratului de NiAlSi

Figura 5.18. 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 intra-

lamelare, 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

a) b)

51

acestora în timpul procesului de răcire. Acest lucru duce la formarea microfisurilor la interfața

particulelor vecine dar și în interiorul acestora.

5.4. Teste destinate analizelor termice

5.4.1. 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. 5.19. sunt înserate şi prezentate graficele rezultate

în urma analizei de difractie pentru stratul de Al2O3 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 5.19. Difractograma cumulată de raze X al stratului de

Al2O3 30(Ni 20Al), cu intervalul unghiului de difracţie: 2θ = 20…120°

Figura 5.20. Difractograma de raze X a stratului de Al2O3 30(Ni 20Al), după tratament termic

timp de 4 ore la o temperatură de 800ºC , intervalul unghiului de difracţie: 2θ = 20…120°

52

În Fig. 5.20. este prezentat graficul rezultat în urma difracției de raze X pentru epruveta

de Al2O3 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 Al2O3 în

care sunt dispersate celelalte două faze de AlNi3 și Al0,96Ni1,04. Parametrii rețelei cristalografice

ce caracterizează Al2O3 nu se schimbă comparativ cu cei ai stratului înainte de tratament. Faza

de AlNi3 nu era prezentă în stratul inițial ea formându-se în urma tratamenlui termic. Comparativ

cu stratul nesupus la tratamentul termic faza de Al0,96Ni1,04 (diferența de proporție din aliaj față

de faza din stratul nesupus la tratament vine datorită formării fazei de AlNi3) 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. 5.21. apare Fe2O3 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: Al0,96Ni1,04, AlNi3 și Fe2O3. Faza de Al0,96Ni1,04 este

cristalizată după un sistem cristalin cubic și prezintă aceiași parametri ai rețelei cristaline ca și la

temperatura de 800ºC. De asemenea faza de AlNi3 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 Fe2O3,

care este cristalizată în sistem cristalin romboedric.

Figura 5.21. Difractograma de raze X a stratului de Al2O3 30(Ni 20Al), după tratament

termic timp de 4 ore la o temperatură de 900ºC, intervalul unghiului de difracţie: 2θ = 20…120°

În Fig. 5.22. 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

53

fazelor constituente din strat datorită apariției unei noi fisuri și a propagării suplimentare a celor

existente.

Figura 5.22. Difractograma de raze X a stratului de Al2O3 30(Ni 20Al), după tratament termic

timp de 4 ore la o temperatură de 1000ºC, intervalul unghiului de difracţie: 2θ = 20…120°

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. 5.23. Intensitatea pick-urilor de difracție nu diferă semnificativ față de

epruveta fără tratament termic.

Figura 5.23. Difractograma de raze X al stratului de NiAlSi, cu intervalul unghiului de difracţie:

2θ = 20…120°

În Fig. 5.24. 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 Ni0,92Si0,08. Faza de Ni0,92Si0,08 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 SiO2.

54

Figura 5.24. 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 = 20…120°

Ca și în cazul stratului de Al2O3 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. 5.25. În structura stratului supus la o temperatură de 900ºC apar patru faze

constituente acestea fiind: AlNi, Ni0,92Si0,08, Fe2O3 și NiO. Faza de AlNi își păstrează sistemul

cristalin și parametrii rețelei cristalografice ca în cazul stratului nesupus la tratament termic ș i

stratul supus la temperatură de 800ºC, acesta fiind cristalizat în sistem cubic. Aceleași lucruri

sunt valabile și pentru faza de Ni0,92Si0,08 acesta fiind de asemenea cristalizat în sistem cubic.

Faza de Fe2O3 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 5.25. 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 = 20…120°

55

Figura 5.26. 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 = 20…120°

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 Ni0,92Si0,08 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 Al2O3 cristalizată în sistem cubic și faza de

Al5Fe2 cristalizată în sistem ortorombic. Siliciu ce se găsea inițial în faza de Ni0,92Si0,08 este

oxidat formând două faze alotropice ale oxidului de siliciu și anume una cristalizată în sistem

cubic și una cristalizată în sistem hexagonal (Fig. 5.26.).

Concluzii parțiale

În cazul stratului depus de Al2O3 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 Al2O3 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 Al2O3 cristalizat cubic și două stari

alotropice ale SiO2 cristalizate hexagonal și cubic.

5.4.2. 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.

56

Creşterea magnitudinii imaginilor SEM evidenţiază modul de depunere în straturi

succesive a particulelor pulverizate. Între particule există suprafeţe de separaţie. În Fig. 5.27. – a

este prezentat stratul depus înainte de tratamentul termic. La putere mare de mărire poate fi

observat că acesta prezintă o nanostructură microcristalină. Fig. 5.27. – b evidențiază morfologia

stratului de Al2O3 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. 5.27 – c și Fig. 5.27 – 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 5.27. Microstructuri SEM ale stratului

pulverizat din Al2O3 30(Ni 20Al) în secţiune

transversală: a) fără tratament termic, b)

după tratament termic 800ºC/4 h, c)după

tratament termic 900ºC/4 h și d) după

tratament termic 1000ºC/4 h

Figura 5.28. Microstructuri SEM ale stratului

pulverizat cu NiAlSi: a) fară tratament termic,

b) după tratament termic 800ºC/4 h, c) după

tratament termic 900ºC/4 h și d) după

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. 5.28. –

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. 5.28. – b, c și d).

Concluzii parţiale

Stratul depus de Al2O3 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.

57

Stratul de NiAlSi a prezentat un comportament superior față de stratul de Al2O3 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.

5.4.3. Analiza dilatometrică a straturilor obţinute

Acest test a fost efectuat în scopul determinării diferenţei de dilatare termică dintre o

epruvetă acoperită cu strat Al2O3 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 0-1000ºC, 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 m3/h.

În Fig. 5.29. este prezentată curba dilatometrică a materialului de bază. Pentru măsurarea

dilatării termice, temperatura materialului a fost ridicată până la 1000ºC.

Figura 5.29. 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 Feα aliat. În acest domeniu

materialul suferă o contracție, dilatarea scăzând până la 47,8 μm. După temperatura de 883ºC

restul de Feα aliat, din amestecul de austenită și Feα 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 Al2O3 30(Ni 20Al)

curba obținută în urma analizei dilatometrice este prezentată în Fig. 5.30. Se poate observa că

profilul curbei este asemănător cu cel al materialului de bază, acest fapt însemnând că materialul

58

de bază prezintă o importanță crucială în ansamblul realizat cu stratul depus. În momentul în care

materialul suferă transformarea de fază din Feα, Ce și P aliate în austenită și Feα 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 Feα aliate în Feγ

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 5.30. Coeficientul de dilatare termică funcţie de temperatură

pe epruveta cu strat de Al2O3 30(Ni 20Al)

În Fig. 5.31. 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 5.31. Coeficientul de dilatare termică funcţie de temperatură

pe epruveta cu strat de NiAlSi

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 Feγ 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 Al2O3 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 Al2O3 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 Al2O3 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.

5.4.4. 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 25° … 1000 ºC, cu o viteză de

încălzire de 10ºC/min.

În urma analizei termogravimetrice și analizei termice diferențiale asupra epruvetei cu

strat depus de Al2O3 30(Ni 20Al) a rezultat graficul din Fig. 5.32. 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. 5.32., este estimat prin

comparație cu comportamentul unei epruvete etalon. Curba prezintă până la temperatura de

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 5.32. Rezultatele obținute în urma analizelor DTA și TG al stratului de

Al2O3 30(Ni 20Al)

Figura 5.33. 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. 5.33. Curba de culoare albastră

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 Al2O3

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.

6.1. Cercetări experientale asupra caracteristicilor fizico – mecanice a

straturilor obținute prin metoda “micro scratch”

Testarea adeziunii pe suprafeţele straturilor Al2O3 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 Al2O3 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

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. 6.2. În urma testului distrugerea stratului a ajuns până la

suprafața stratul de acroș NiCr, fapt dovedit din analiza spectrală efectuată pe finalul scratch-

ului.

Figura 6.1. Imagine de electroni secundari a “scratch-ului” pe epruveta cu strat de

Al2O3 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

Al2O3 30(Ni 20Al)

Figura. 6.3. Profilul zonei finale a “scratch-ului”

63

O a treia analiză efectuată este trasarea profilogramei pe segmentul final al ―scratch-

ului‖, (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.

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. 6.7. 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. 6.9.

este prezentată imaginea SEM a scratch-ului efectuat pe materialul de bază, putându-se observa

apariţia unei zgârieturi confirmată şi de profilograma din Fig. 6.10.

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 6.10. Profilul zonei de început a scratch-ului pe proba din material de bază

Figura 6.11. 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

Al2O3 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

66

stratului ci doar producerea unei zgârieri la nivel acestuia cu adâncimea de pătrundere a micro

lamei de 70 µm.

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)

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

mm2/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 Al2O3 30(Ni 20Al). În Fig. 6.12. – 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. 6.12. – b.

Figura 6.12. 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 Al2O3 30(Ni 20Al)

Figura 6.13. Analiza spectrală în cazul testului de frecare în contact pin on disk

67

În urma analizei chimice s-au putut evidenția elemente chimice ale pinului în urma

contactului dintre pin și disc (Fig. 6.13.). 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. 6.14. se prezintă o uşoară netezire a rugozității, coeficientul de frecare se menţine

constant în jurul valorii de 0,41.

Figura 6.14. Variația coeficientului de frecare în regim mixt de lubrifiere

În Fig. 6.15. este prezentată scanarea discului cu strat depus din Al2O3 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 6.15. Forma canalului de uzură în regim mixt pe epruveta cu strat depus de

Al2O3 30(Ni 20Al)

Figura 6.16. Valorile rugozităţii discului înainte de test

68

În Fig. 6.16. se prezintă analiza rugozităţii pe un profilometru de tip LS-Line. Abaterea

medie aritmetică a rugozităţilor profilului evaluat Ra este de 10,167 µm, abaterea medie pătratică

a rugozităţilor profilului evaluat Rq= 12,59 µm şi înălţimea medie a rugozităţilor profilului

evaluat Rz= 51,80 µm.

Cea de a doua epruvetă analizată din punct de vedere morfologic este cea cu stratul depus

din NiAlSi. În Fig. 6.17. – 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. 6.17. – b.

Figura 6.17. 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. 6.18.).

Figura 6.18. Analiza spectrală în cazul testului de frecare în contact pin on disk

În Fig. 6.19. 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. 6.20. este prezentată scanarea discului testat la frecare pe tribometru, din aceasta

rezultă că urma de uzură are o adâncime de 40 µm.

69

Figura 6.19. Variația coeficientului de frecare în regim mixt de lubrifiere

Figura 6.20. Forma canalului de uzură în regim mixt de lubrifiere

În Fig. 6.21. se prezintă analiza rugozităţii pe un profilometru de tip LS-Line. Abaterea

medie aritmetică a rugozităţilor profilului evaluat Ra este de 11,54 µm, abaterea medie pătratică a

rugozităţilor profilului evaluat Rq = 14,39 µm şi înălţimea medie a rugozităţilor profilului evaluat

Rz = 57,23 µm.

Figura 6.21. 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. 6.22.). 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. 6.23.).

70

Figura 6.22. Dimensiunea urmei de uzură

rezultată în urma testului de frecare pe

materialul de bază

Figura 6.23. Analiza spectrală în cazul testului

de frecare în contact pin - disk

În Fig. 6.24. se prezintă variaţia coeficientului de frecare în regim mixt de lubrifiere,

aceasta a fost una constantă de 0,26.

Figura 6.24. Variația coeficientului de frecare în regim mixt de lubrifiere pe materialul de bază

În Fig. 6.25. este prezentată scanarea discului testat la frecare pe tribometru. Din aceasta

rezultă că urma de uzură are o adâncime de 20 µm.

Figura 6.25. Forma canalului de uzură în regim mixt de lubrifiere pe materialul de bază

În Fig. 6.26. se prezintă analiza rugozităţii pe un profilometru de tip LS-Line. Abaterea

medie aritmetică a rugozităţilor profilului evaluat Ra este de 2,42 µm, abaterea medie pătratică a

rugozităţilor profilului evaluat Rq = 3 µm şi înălţimea medie a rugozităţilor profilului evaluat Rz

= 13,76 µm.

71

Figura 6.26. 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 Al2O3 30(Ni 20Al) care a

avut un coeficient de frecare de 0,41. Urma de uzură a stratului de Al2O3 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.

6.3. 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 Al2O3 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. 6.27. 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 207237MPa (ecuația dreptei

este y = 207237.59x - 63.42).

72

Figura 6.27. Curba caracteristică a materialului de bază

Rezultatele obținute în urma testului de compresiune pentru epruveta cu un strat depus de

Al2O3 30(Ni 20Al) sunt prezentate pe larg în Anexa 2. În Fig. 6.28. este prezentată curba

tensiune deformație pentru epruveta cu strat depus de Al2O3 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 Al2O3 30(Ni 20Al) este de 280251MPa (ecuația

dreptei este y = 280251.43x - 47.81).

Figura 6.28. Curba caracteristică a compozitului format din materialul de bază oțel pe care s-a

depus stratul Al2O3 30(Ni 20Al)

Figura 6.29. Curba caracteristică a compozitului format din materialul de bază din oțel pe care

s-a depus stratul NiAlSi

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. 6.29. ce prezintă curba tensiune deformație

obținută în urma testului. Valoarea modulului de elasticitate pentru epruveta cu strat depus de

NiAlSi este de 261206 MPa (ecuația dreptei este y = 261206.98x - 79.03).

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 207237 MPa pentru modulul de elasticitate și 420 MPa tensiunea de

curgere.

Pentru epruveta cu strat depus de Al2O3 30(Ni 20Al) s-au putut determina proprietățile

mecanice cu valorile de 280251 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

261206 MPa, iar tensiunea de curgere are valoarea de 520 MPa.

6.4. 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 11 –

64 cSt, utilizat în mod frecvent la motoarele cu ardere internă. Timpul în care s-a realizat

încercarea a fost de 5 ore.

6.4.1. 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. 6.30. 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.

74

Rugozitatea suprafeței înainte de test a fost Ra 7,899 μm, aceasta crescând sensibil după

test la valoarea de Ra = 0,9512 μm. Aspectul căii de rulare în urma testului de oboseală de

contact este prezentat în Fig. 6.31. 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 6.30. Evoluția coeficientului de frecare pentru cazul lubrifierii în regim mixt a

ansamblului rolă – sabot ambele realizate din materialul de bază

Figura 6.31. Aspectul căii de rulare în urma oboselii de contact dintre rola realizată din

material de bază și sabot

Fig. 6.32. prezintă aspectul interiorului materialului, din care a fost realizată rola, în urma

unei secțiuni transversale prin rolă.

Figura 6.32. Aspectu SEM al rolei realizate din materialul de bază pe direcție transversală

75

În Fig. 6.32. – 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. 6.32. – 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. 6.33.).

Figura 6.33. 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. 6.34. 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 6.34. Profilul urmei de rulare în urma oboselii de contact pentru rola din

material de bază

6.4.2. 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.

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 Al2O3 30(Ni 20Al). Înainte de test rugozitatea Ra 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. 6.35. 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 6.35. Evoluția coeficientului de frecare pentru cazul lubrifierii în regim mixt rolă cu strat

de Al2O3 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. 6.36.).

Figura 6.36. Aspectul căii de rulare a epruvetei mobile în urma testului de oboseală de contact

pe epruveta cu strat de Al2O3 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.

6.37.). 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. 6.38.).

77

Figura 6.37. Imagine SEM în secțiune transversală

Figura 6.38. Imagini SEM în secțiune pe direcția longitudinală

Figura 6.39. Profilul urmei de rulare în urma oboselii de contact pentru rola cu strat dpus de

Al2O3 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.

6.39.).

Evoluția coeficientului de frecare în cazul rolei cu strat depus de NiAlSi este prezentată

în Fig. 6.40. 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 Ra înainte de testul de oboseală de contact a fost de 11,5452 μm,

iar în urma acestuia valoarea a scăzut la 11,0455 μm.

78

În Fig. 6.41. 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 6.40. Evoluția coeficientului de frecare pentru cazul lubrifierii în regim mixt rolă cu strat

de NiAlSi – sabot din material de bază

Figura 6.41. 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. 6.42.

Figura 6.42. 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

79

fisurilor la suprafață și propagarea acestora în materialul stratului în lungul interfeței dintre splat-

urile 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. 6.43.).

Figura 6.43. 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 6.44. Profilul urmei de rulare în urma oboselii de contact pentru rola cu strat dpus de

NiAlSi

6.4.3. 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 Ra a stratului de Al2O3 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

80

prezentate în Anexa 7. În urma prelucrării datelor experimentale a rezultat graficul de evoluție al

coeficientului de frecare ce este prezentat în Fig. 6.45. 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 6.45. Evoluția coeficientului de frecare pentru cazul lubrifierii în regim mixt rolă cu strat

de Al2O3 30(Ni 20Al) – sabot din material de bază

Aspectul căii de rulare prezentată în Fig. 6.46. 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 6.46. Aspectul căii de rulare a epruvetei mobile în urma testului de oboseală de contact

pe epruveta cu strat de Al2O3 30(Ni 20Al)

Figura 6.47. Imagine SEM în secțiune transversală

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. 6.47.

Secțiunea longitudinală evidențiază apariția fisurilor în urma oboselii materialului atât

inițiate la suprafața stratului cât și în interiorul materialului (Fig. 6.48.).

Figura 6.48. Imagini SEM în secțiune longitudinală

Figura 6.49. Profilul urmei de rulare în urma oboselii de contact pentru rola cu strat dpus de

Al2O3 30(Ni 20Al)

Fig. 6.49. prezintă profilul căii de rulare al rolei cu strat de Al2O3 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. 6.50.

Figura 6.50. Evoluția coeficientului de frecare pentru cazul lubrifierii în regim mixt rolă cu strat

de NiAlSi – sabot din material de bază

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 6.51. 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. 6.51. 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. 6.52.).

Figura 6.52. Imagine SEM în secțiune transversală

Figura 6.53. Imagini SEM în secțiune longitudinală

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. 6.53.).

Profilul rezultat pentru suprafața stratului de NiAlSi în urma testului de oboseală de

contact este prezentat în Fig. 6.54. Minimul de adâncime înregistrat pe suprafață față de 0 mediu

are valoarea de 18 μm.

Figura 6.54. 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 Al2O3 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.

6.5. Rezultatele obținute pentru calculului grosimii filmului de lubrifiant și a

parametrului de ungere în urma oboselii de contact

6.5.1. 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).

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. 6.1. sunt prezentate valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în

funcție de vâscozitatea lubrifiantului și de valoarea forței de apăsare.

Tabelul nr. 6.1. Valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în cazul ansamblului

rolă fără strat – sabot

Grosimea filmului

Vâscozitate cinematică

h [μm]

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

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. 6.2. sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de

ungere în cazul rugozității rolei de Ra = 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. 6.2. 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 11,9425 11,2314 10,7217 10,4344 10,1517

34 cSt 25,4363 23,9217 22,8361 22,2241 21,6221

64 cSt 38,8600 36,5461 34,8877 33,9527 33,0329

În Tab. 6.3. sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul

rugozității rolei de Ra = 0,9512 μm, valoare determinată după testul de oboseală.

Tabelul nr. 6.3. 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 10,8032 10,1599 9,6989 9,4389 9,1833

34 cSt 23,0097 21,6396 20,6576 20,1039 19,5593

64 cSt 35,1528 33,0596 31,5594 30,7136 29,8816

6.5.2. Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și

a parametrului de ungere pentru ansamblul rolă cu strat de Al2O3 30(Ni 20Al)

fără prelucrări mecanice – sabot

85

Pentru ansamblul rolă cu strat de Al2O3 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. 6.4. sunt prezentate valorile obținute pentru grosimea stratului de lubrifiant în

cazul ansamblului rolă cu strat de Al2O3 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. 6.4. Valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în cazul ansamblului

rolă cu strat de Al2O3 30(Ni 20Al) – sabot

Grosimea filmului

Vâscozitate cinematică

h [μm]

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 Al2O3 30(Ni 20Al) – sabot.

În Tab. 6.5. sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere λ în cazul

ansamblului rolă cu strat de Al2O3 30(Ni 20Al) – sabot, în cazul rugozității de Ra = 10,1671,

valoare obținută înaintea testului de oboseală.

Tabelul nr. 6.5. Valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat

de Al2O3 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 1,1396

34 cSt 2,8554 2,6854 2,5635 2,4948 2,4272

64 cSt 4,3623 4,1025 3,9164 3,8114 3,7082

În Tab. 6.6. sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere λ în cazul

ansamblului rolă cu strat de Al2O3 30(Ni 20Al) – sabot, pentru cazul rugozității de Ra = 10,1273,

valoare obținută după testul de oboseală.

Tabelul nr. 6.6. Valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat

de Al2O3 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 1,1440

34 cSt 2,8665 2,6959 2,5735 2,5045 2,4367

64 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.

6.5.3. 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. 6.7. 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. 6.7. Valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în cazul ansamblului

rolă cu strat de NiAlSi fără prelucrări mecanice – sabot

Grosimea filmului

Vâscozitate cinematică

h [μm]

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. 6.8. sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul

ansamblului rolă cu strat de NiAlSi fără prelucrări mecanice – sabot, cu rugozitatea de Ra =

11,5425, valoare obținută înainte de testul de oboseală de contact.

Tabelul nr. 6.8. 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 1,2150 1,1426 1,0908 1,0616 1,0328

34 cSt 2,5878 2,4337 2,3233 2,2610 2,1997

64 cSt 3,9535 3,7180 3,5493 3,4542 3,3606

Tabelul nr. 6.9. 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 1,0790

34 cSt 2,7036 2,5426 2,4273 2,3622 2,2982

64 cSt 4,1304 3,8845 3,7082 3,6088 3,5111

87

În Tab. 6.9. sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul

ansamblului rolă cu strat de NiAlSi fără prelucrări mecanice – sabot, cu rugozitatea de Ra =

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).

6.5.4. Rezultatele obținute în urma calculului grosimii filmului de lubrifiant și

a parametrului de ungere pentru ansamblul rolă cu strat de Al2O3 30(Ni 20Al)

cu prelucrări mecanice – sabot

Pentru ansamblul rolă cu strat de Al2O3 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. 6.10. sunt prezentate valorile obținute pentru grosimea stratului de lubrifiant în

cazul ansamblului rolă cu strat de Al2O3 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. 6.10. Valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în cazul ansamblului

rolă cu strat de Al2O3 30(Ni 20Al) lepuită – sabot

Grosimea filmului

Vâscozitate cinematică

h [μm]

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 Al2O3 30(Ni 20Al) lepuit – sabot.

În Tab. 6.11. sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere λ în cazul

ansamblului rolă cu strat de Al2O3 30(Ni 20Al) lepuită – rolă din materialul de bază, unde

valoarea rugorității înainte de test este de Ra = 1.153 μm.

Tabelul nr. 6.11. Valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu

strat de Al2O3 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 8,1788

34 cSt 20,4930 19,2727 18,3982 17,9051 17,4200

64 cSt 31,3080 29,4437 28,1076 27,3543 26,6133

În Tab. 6.12. sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere λ în cazul

ansamblului rolă cu strat de Al2O3 30(Ni 20Al) lepuită – rolă din materialul de bază, cu valoarea

rugorității după de test de Ra = 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. 6.12. Valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu

strat de Al2O3 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 6,1684

34 cSt 15,4556 14,5353 13,8757 13,5038 13,1380

64 cSt 23,6121 22,2061 21,1984 20,6303 20,0714

6.5.5. 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. 6.13. sunt prezentate valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în

cazul ansamblului alcătuit din rolă cu strat de NiAlSi lepuit – sabot.

Tabelul nr. 6.13. Valorile obținute pentru grosimea filmului de lubrifiant în cazul ansamblului

rolă cu strat de NiAlSi lepuit – sabot

Grosimea filmului

Vâscozitate cinematică

h [μm]

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

experimental pe epruvete înainte și după testul de oboseală. În Tab. 6.14. sunt prezentate valorile

obținute pentru parametrul de ungere în cazul ansamblului rolă cu strat de NiAlSi lepuit – sabot

în cazul rugozității rolei de Ra = 2,4214 μm, valoare determinată înaintea testului de oboseală.

Tabelul nr. 6.14. 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 4,6241

34 cSt 11,5863 10,8964 10,4019 10,1231 9,8489

64 cSt 17,7008 16,6468 15,8914 15,4655 15,0465

În Tab. 6.15. sunt prezentate valorile obținute pentru parametrul de ungere în cazul

ansamblului rolă cu strat de NiAlSi lepuit – sabot în cazul rugozității rolei de Ra = 2,2992 μm,

valoare determinată după testul de oboseală.

89

Tabelul nr. 6.15. 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 4,8440

34 cSt 12,1371 11,4144 10,8964 10,6044 10,3171

64 cSt 18,5423 17,4382 16,6469 16,2007 15,7618

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.

7.1. 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.

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

Al2O3 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 Al2O3

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. 7.1. sunt prezentate rezultatele obţinute în urma analizei gravimetrice.

Tabelul 7.1. Rezultatele analizei gravimetrice

Epruveta cu strat de

Al2O3 30(Ni 20Al)

Epruveta cu strat de

NiAlSi

Greutatea epruvetei înainte de test [g] 11,7939 12,467

Greutatea epruvetei după test [g] 11,7924 12,4558

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 Al2O3 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 Al2O3 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. 7.3. 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.

91

Figura 7.2. Analiza chimică elementală EDS a stratului de Al2O3 30(Ni 20Al) în urma testului de

coroziune

Figura 7.3. Harta de distribuţie a elementelor chimice Al2O3 30(Ni 20Al)

Morfologia stratului depus de NiAlSi în urma testului de coroziune în gaze de ardere este

prezentată în Fig. 7.4. 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

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. 7.6. 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.

7.2. 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 105…10

-2 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. 7.7. – a, c.

Pentru planificarea experimentelor și pentru înregistrarea rezultatelor obținute s-au

introdus următoarele notații:

Proba: P1: Al2O3 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

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.

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. 7.8. – 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.

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 χ2,

care este direct corelat cu eroarea relativă a curentului măsurat unei valori a lui χ2 de ordinul 10

-4

îi corespunde o eroare a valorii măsurate de 2%. Interpretarea spectrelor pentru proba

a) b) c)

b) a) c)

94

neacoperită s-a realizat prin modelarea datelor cu un circuit echivalent ce este prezentat în Fig.

7.9. – a.

Rezistenţa soluţiei nu variază în timpul menţinerii probelor în aceasta, diferenţele

înregistrate în măsurătorile efectuate variind în limitele a ± 3 Ω cm2 faţa de valoarea medie de 63

Ω cm2. Valorile parametrilor electrici ai circuitului echivalent pentru proba neacoperită

menținută diverse perioade de timp în soluție de 3,5% NaCl sunt prezentate în Tab. 7.2.

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 Rsol(R1Q1)(R2Q2), Rsol – reprezintă rezistenţa soluţiei, R1 –

rezistenţa transferului de sarcină, iar R2 – 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, Q1

şi stratului depus, Q2. Valorile coeficientului χ2 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. 7.2.

Tabelul 7.2. Parametrii electrici ai circuitelor echivalente prezentate în Fig. 7.9. obținuți

prin ajustarea datelor experimentale pentru cele două probe acoperite (P1-P2) și substrat (P) în

soluție de 3,5% NaCl

Proba 10-3 R1 (Ω

cm2)

104 Q1

(S/cm2 sn) n1

10-3 R2

(Ω cm2)

105 Q2

(S/cm2 sn) n2

10-3 Rp

(Ω cm2)

După 1 oră de la imersare

P 2,7 1,8 0.78 - - - 1,8

P1 1,8 4,7 0,77

17,6 4,1 0.78 19,4

P2 1,1 5,4 0,77

10,5 4,3 0.78 11,6

După 1 zi de la imersare

P 2,1 4,4 0.77 - - - 2,1

P1 1,2 5,3 0,76

14,9 4,9 0.65 16,1

P2 0,6 6,7 0,75

3,2 5,3 0.61 3,8

De menţionat este faptul că în Fig. 7.8. – 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. 7.9.

Pentru cele două probe acoperite, din datele prezentate în Tab. 7.3., se constată că

rezistenţa în pori (R2) este cu un ordin de mărime mai mare decât rezistența transferului de

95

sarcină. Ambele rezistențe scad cu creșterea timpului de imersare. Pentru probele acoperite

valoarea rezistenței la polarizare este dată de suma celor 2 rezistențe (R1 + R2). 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 n2 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. 7.9. a-b), permite evidenţierea potenţialelor de coroziune (Ecor) și a

curenţilor de coroziune (jcor).

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 (Ecor si jcor) obţinuţi prin prelucrarea

curbelor de polarizare liniară ale celor doua probe acoperite și a substratului sunt centralizaţi în

Tab. 7.3.

Tabelul 7.3. Principalii parametri ai procesului de coroziune pentru probele acoperite și pentru

substrat în soluție de 3,5% NaCl

Potenţialele de coroziune (Ecor) prezintă valori mai favorabile pentru probele acoperite

comparativ cu valoarea substratului. Curentul de coroziune (jcor) 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/cm2 în toate

Proba Ecor (mV) jcor (μA/cm2)

Substrat -839 87

P1 -808 19

P2 -778 56

a) b)

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 7.10.

Microfotografiile SEM pentru strat după analiza polarizării electrochimice la potențialul

de 1V sunt prezentate în Fig. 7.11. și 7.12.

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 7.10. Microfotografiile SEM pentru substrat după tratamentul electrochimic aplicat în

soluție de 3,5% NaCl

Figura 7.11. Microfotografiile SEM la diferite măriri (a, b) pentru P1 după tratamentul

electrochimic aplicat în soluție de 3,5% NaCl

a) b)

97

Figura 7.12. 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 Al2O3 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 Rsol(R1Q1). Deoarece R1 este de

ordinul a 103 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 Rsol(R1Q1)(R2Q2), 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

b) a)

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.

7.3. 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 Al2O3 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. 7.13. 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 Al2O3 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. 7.13. – c prezintă epruveta realizată din material de bază în urma testului de

coroziune în acid sulfuric.

Figura 7.13. Aspectul straturilor după testul de coroziune în acid sulfuric: a) epruveta cu strat

de Al2O3 30(Ni 20Al), b) epruveta cu strat de NiAlSi și c) epruveta din material de bază

În Tab. 7.4. 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 Al2O3 30(Ni 20Al)

a) b) c)

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 Al2O3 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. 7.14. 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 Al2O3

30(Ni 20Al).

În Fig. 7.15. sunt prezentate două imagini SEM ale stratului de Al2O3 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 7.14. Pierderea procentuală de masă a epruvetelor în funcție de timpul de imersare în

soluția de acid sulfuric

Figura 7.15. Imagini SEM ale stratului de Al2O3 30(Ni 20Al) în urma testului de coroziune în

acid sulfuric: a) 500x și b) 1000x

În Fig. 7.16. 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

a) b)

100

propagate în acesta. Sulful se găsește într-o cantitate mare și distribuit uniform datorită

radicalului –SO4 ce reacționează cu compușii stratului depus și a materialului de bază, în urma

reacției degajându-se hidrogen H2).

Figura 7.16. Analiza chimică elementală EDS a stratului de Al2O3 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. 7.17. De asemenea

distribuția uniformă a fierului indică prezența numeroaselor fisuri ce s-au propagat până la

materialul de bază.

Figura 7.17. Harta de distribuţie a elementelor chimice

Figura 7.18. Difractograma de raze X al stratului de Al2O3 30(Ni 20Al),

intervalul unghiului de difracţie: 2θ = 20…120°

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 Al2O3 30(Ni 20Al)

aceasta fiind prezentată în Fig. 7.18. Faza de Al0,14Ni0,86 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 Ni17S18 cristalizat în sistem

hexagonal. În urma acestor reacții au rezultat alte două faze de AlNi3 una cristalizată în sistem

tetragonal și una în sistem cubic. Faza de α-Al2O3 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 Al0,96Ni0,04.

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. 7.19.

Figura 7.19. 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 Al2O3 30(Ni 20Al) (Fig. 7.20.). 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. 7.21.). 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. 7.22. Stabilitatea chimică a fazelor de Al0,14Ni0,86

și Ni0,92Si0,08 din stratul inițial este mult mai bună decât fazele ce au constituit stratul de Al2O3

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.

a) b)

102

Figura 7.20. Analiza chimică elementală EDS a stratului de NiAlSi

Figura 7.21. Harta de distribuţie a elementelor chimice

Figura 7.22. Difractograma de raze X al stratului de NiAlSi, intervalul unghiului de difracţie:

2θ = 20…120°

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. 7.23. materialul de bază a suferit

103

o corodare intensă datorită acidului sulfuric, acesta prezentând urme adânci datorate reacțiilor

chimice suferite de fier.

Figura 7.23. 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 7.24. Analiza chimică elementală EDS a materialului de bază

Harta de distribuție prezentată în Fig. 7.25. prezintă o repartiție uniformă a sulfului și

oxigenului pe suprafața epruvetei supusă la coroziune.

Figura 7.25. Harta de distribuţie a elementelor chimice

b) a)

104

Oxidul de fier prezent în materialul de bază este alcătuit din două faze și anume Fe2O3 și

Fe3O4 ambele având câte două forme alotropice, în primul caz fiind cristalizate în sistem

hexagonal și ortorombic, iar în al doilea în sistem monoclinic și ortorombic. O altă fază aliată din

materialul de bază este cea de Cr0,2Fe0,8 cristalizată în sistem cubic. Reacția materialului de bază

cu acidul sulfuric a dus la formarea fazei de Fe0,975S cristalizată în sistem hexagonal. Fazele ce

alcătuiesc materialul de bază în urma coroziunii în acid sulfuric sunt prezentate în difractograma

de raze X din Fig. 7.26.

Figura 7.26. Difractograma de raze X al materialului de bază, intervalul unghiului de difracţie:

2θ = 20…120°

Concluzii parțiale

În urma testului de coroziune în acid sulfuric a rezultat faptul că stratul depus de NiAlSi

prezintă o stabilitate chimică mult mai bună față de stratul de Al2O3 30(Ni 20Al), acesta pierzând

o masă mai mică de material (3,13% fata de 3,8%) și își păstrează integritatea morfologică.

105

Capitolul VIII

Concluzii finale. Contribuţii personale. Direcții de perspectivă

pentru continuarea cercetărilor.

8.1. Concluzii finale

Teza de doctorat intitulată ―Creșterea rezistenței la uzură prin metode de pulverizare

termică pe suprafața de lucru a cilindrului motorului cu ardere internă‖ a avut drept obiective

studierea unor straturi metalo – ceramice de tipul Al2O3 30(Ni 20Al) şi NiAlSi în vederea

creșterii rezistenței la uzură şi caracterizarea celorlalte proprietăţi ale acestora, luând în

considerare cerințele pe care trebuie să le îndeplinească în timpul funcţionării cilindrii motorului.

Prima parte a tezei de doctorat reprezintă o sinteză a literaturii de specialitate, în care sunt

prezentate noţiuni introductive privind principalele cercetări experimentale realizate la nivel

național și internațional a diferitor tipuri de straturi realizate prin diferite metode de depunere

termică.

Concluziile în urma consultării referinţelor bibliografice sunt următoarele:

La nivel mondial se manifestă o tendinţă de cercetare şi dezvoltare a materialelor și

tehnologiilor de fabricație pentru blocul motor pentru ameliorarea comportamentului la uzură al

acestuia.

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 și/sau izolator termic pe diverse părți componente a

motorului.

Deformațiile plastice produse în straturi prezintă o orientare unidirecțională și de

laminare a tribo straturilor reprezentând sursa principală de uzură în timpul gripajului. Acest

proces a fost accentuat de formarea fisurilor în lungul interfeței dintre structurile alungite și a

―splat – urilor‖.

Concluzia principală constă în faptul că o îmbunătățire majoră a rezistenței la gripaj a

acoperirilor obținute prin pulverizare termică poate fi realizată prin eliminarea incluziunilor din

microstructura stratului depus și reducerea conținutului de oxizi.

Cercetări privind compoziția chimică a motorinei și a modului cum acesta creează un

mediu puternic coroziv prin influența sulfului din compoziție, a fost intens analizat. Acest lucu

se datorează apariției acidului sulfuric pe suprafața interioară a cilindrului, fiind necesar un

material cu bune proprietăți de rezistență la uzură și coroziune pentru o bună funcționare a

motoarelor Diesel.

Partea experimentală a tezei de doctorat debutează cu prezentarea procedeului de depunere

în jet de plasmă, metodele de analiză precum şi a aparaturii utilizate pentru realizarea cercetărilor

experimentale. Elaborarea epruvetelor s-a realizat prin depunere în jet de plasmă. Epruvetele

obţinute au fost utilizate pentru caracterizarea chimică, structurală şi termică, dar şi pentru

106

determinarea proprietăţilor mecanice, al comportamentului electrochimic în condiţii similare

funcţionării cilindrilor.

Interpretarea rezultatelor obţinute în urma cercetărilor experimentale realizate în prezenta

teză de doctorat a permis desprinderea următoarelor concluzii finale:

Prin intermediul microscopiei electronice şi a difracţiei de raze X a fost determinată

constituția fazică a pulberii utilizate experimental. Acestea fac parte din categoria metalo –

ceramicelor Al2O3 30(Ni 20Al) şi NiAlSi. Pulberea de Al2O3 30(Ni 20Al) iniţial prezintă două

faze: faza romboedrică a oxidului de aluminiu şi cea cubică a nichelului, majoritară fiind faza

romboedrică a oxidului de aluminiu. Pulberea de NiAlSi evidenţiază existenţa fazei Al

cristalizează în sistem cubic, faza cubică a Ni0.92

Si0.08

, faza hexagonală a SiO2 și faza

romboedrică a SiC.

În urma depunerii în jet de plasmă datorită temperaturilor ridicate la care are loc

procedeul s-au produs modificări în structura acestora. Structura stratului de Al2O3 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 Al0,14Ni0,86 cristalizată de asemenea în sistem

cubic, iar în cazul stratului de NiAlSi acesta este alcătuit dintr-o matrice de Al0,14Ni0,86

cristalizată în sistem cubic în care se găsesc două faze dispersate și anume: Ni0,92Si0,08 cristalizat

în sistem cubic și SiO2 cristalizat în sistem tetragonal.

În urma analizei microstructurale prin analiza SEM electronică pe epruvetele depuse în

jet de plasmă se poate observa că structura în cele două cazuri este una columnar stratificată, cu

fisuri lamelare şi intra-lamelare, cu pori mari, punți formate între ―splat-urile‖ vecine.

Temperatura ridicată a particulelor duce la apariţia tensiunilor interne datorită contracţiei

neuniforme a acestora în timpul procesului de răcire. Acest lucru duce la formarea microfisurilor

la interfaţa particulelor vecine şi în interiorul acestora.

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 s-a efectuat analiza de difracție de raze X. În cazul stratului depus de Al2O3

30(Ni 20Al) s-a constatat că în urma tratamentului termic acesta nu suferă transformări de fază

până la temperatura de 800ºC, 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, au apărut fisuri în

strat ceea ce a condus la includerea fazelor ce conțin fier în analiză, la temperatura de 1000ºC

oxidarea fierului este mai intensă. Stratul de NiAlSi se comportă asemănător la temperatura de

800ºC neprezentând schimbări de fază, fiind influențați doar parametrii rețelelor cristalografice.

Modificările structurale cele mai intense asupra fazelor constituente ale straturilor de NiAlSi au

avut loc în cazul stratului supus la tratament termic la temperatura de 1000ºC, când fenomenul de

oxidare, a descompus fazele anterioare și a format Al2O3 cristalizat în sistem cubic dar și două

stari alotropice ale SiO2 cristalizate hexagonal și cubic.

În urma analizei microscopice, efectuată pe epruvetele cu stratul depus de Al2O3 30(Ni

20Al) se poate observa că prezintă un comportament negativ odată cu creșterea temperaturii de

107

încălzire datorită dilatării diferite față de materialul de bază ce a dus la formarea microfisurilor în

întrega suprafața a stratul depus, comparativ cu stratul de NiAlSi care a prezentat un

comportament favorabil prin formarea oxizilor pe suprafața stratului și apariția unei nano

structuri în interiorul materialului, odată cu creșterea temperaturii la care s-a realizat tratamentul

termic.

Analiza dilatometrică a fost realizată în scopul determinării diferenţei de dilatare termică

dintre materialul de bază şi epruvetele pe care s-au aplicat straturi metalo – ceramice. În urma

analizei dilatometrice realizată pe materialul de bază s-a putut conchide că prezintă o dilatare

liniară până la temperatura de 626,5ºC, de 110 μm. Datorită transformărilor de fază materialul

suferă o contracție ce duce la scăderea dilatării termice până la temperatura de 1000°C, aceasta

fiind la finalul testului de 54,7 μm. Stratul de Al2O3 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, coeficientul de dilatare termică la finalul testului fiind de 78,4

μm. Dilatarea termică liniară maximă în cazul epruvetei cu strat depus de NiAlSi la temperatura

de 711,3ºC este de 143,4 μm, după această temperatură apare un punct 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.

În urma analizei diferențiale a rezultat faptul că epruvetele prezintă o bună stabilitate la

temperaturi ridicate fiind prezent doar fenomenul de oxidare. Epruveta cu strat depus de Al2O3

30(Ni 20Al) prezintă o scădere a masei până la finalul testului de 3,25%, iar în cazul epruvetei cu

strat depus de NiAlSi aceasta prezintă o creștere a masei datorită fenomenelor de oxidare cu

0,75%.

În urma testului de aderenţă prin metoda micro scratch s-a constatat că stratul de Al2O3

30(Ni 20Al) nu este recomandat pentru a rezista unor condiţii de funcţionare dure, iar în cazul

epruvetei cu strat depus de NiAlSi acesta s-a comportat bine, nu au apărut exfolieri la nivelul

stratului ci doar producerea unei zgârieri la nivel acestuia.

În urma testului de uzură pin on disc în condiţii de lubrifiere mixtă putem concluziona că

stratul de NiAlSi a avut un coeficient de frecare de 0,34, mai mică comparativ cu cea a stratului

de Al2O3 30(Ni 20Al) care a avut un coeficient de frecare de 0,41. Nu putem remarca diferențe

majore în ceea ce privește uzura pe suprafața straturilor în ambele cazuri aceasta fiind una

abrazivă.

Efectuarea testului de compresiune a dus la determinarea proprietăților mecanice atât a

materialelor de bază cât și pentru cele două epruvete cu strat depus. Proprietățile mecanice ale

materialului de bază deteminate în urma testului de compresiune au valorile de 207237 MPa

pentru modulul de elasticitate și 420 MPa pentru tensiunea de curgere. Pentru epruveta cu strat

depus de NiAlSi modulul de elasticitate are valoarea de 261206 MPa, iar tensiunea de curgere

are valoarea de 520 MPa, iar pentru epruveta cu strat depus de Al2O3 30(Ni 20Al) valorile sunt

pentru modulul de elasticitate de 280251 MPa și pentru tensiunea de curgere de 310 MPa.

108

În urma analizei efectuate pe epruvetele supuse la oboseală de contact a rezultat că

epruveta cu strat de NiAlSi pe suprafața căruia s-a realizat o finisare prin lepuire s-a comportat

cel mai bine. În materialul acesteia au apărut cele mai puține urme care să indice uzura spre

deosebire de celelalte epruvete. Din punct de vedere a parametrilor de lubrifiere atât epruveta din

material de bază cât și epruvetele cu strat depus finisate au prezentat un regim de ungere cu film

complet, acest lucru însemnând că grosimea filmului de lubrifiant a fost suficient de mare iar

rugozitatea suprafețelor optimă.

Având în vedere aspectele termochimice la care este supus materialul din care este

realizat cilindrul unui motor cu ardere internă coroziunea ce poate apărea în material poate

prezenta un caracter definitoriu în ceea ce privește buna funcționare și durata de viață al acestui

organ. În urma testului de coroziune în gaze de ardere ambele epruvete s-au comportat foarte

bine înregistrând doar o ușoară scădere de masă.

În urma testului de coroziune în mediu agresiv utilizând o soluție de 3,5% NaCl,

cunoscându-se faptul că ionii de Cl prezintă o agresivitate ridicată asupra materialelor metalice s-

a putut conchide că: din cubele de polarizare potenția dinamică a celor două materiale acoperite

şi respectiv a substratului în soluție de 3,5% NaCl au fost determinate valorile potențialelor de

coroziune și ale densităților curenților de coroziune, valori ce 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.

Utilizând analiza SEM se constată că substratul și epruveta cu strat depus de NiAlSi din cele

două materiale acoperite suferă degradări sub formă localizată. Singurul material care s-a dovedit

a nu prezenta coroziune localizată este stratul de Al2O3 30(Ni 20Al), fiind cel mai rezistent la

coroziunea electrochimică.

Relevanța testului de coroziune în acid sulfuric este importantă datorită condițiilor reale

de funcționare a cilindrilor în motoarele cu ardere internă. În urma testului a rezultat faptul că

stratul depus de NiAlSi prezintă o stabilitate chimică mult mai bună în prezența acestui compus

față de stratul de Al2O3 30(Ni 20Al), acesta pierzând o masă mai mică de material (3,13% față de

3,8%) și își păstrează integritatea morfologică.

Rezultatele obținute în urma analizei cu element finit au scos în evidență faptul că

tensiunile ce apar la cilindrul cu strat depus sunt mai mari față de cele de la cilindru fără strat.

Acest lucru se datorează faptului că tensiunea se concentrează în zona de contact în materialul

stratului și nu în mare parte din masa cilindrului ca în cazul fără strat. Acest lucru poate duce la o

îmbunătățire a comportamentului la oboseală a materialului, fapt scos în evidență de asemenea și

de testul de oboseală. Temperatura maximă din material a fost mai ridicată pentru cilindrii cu

strat, însă aceasta s-a rezumat la materialul stratului. În materialul de bază temperatura este mai

scăzută față de cilindrul fără strat.

În urma testelor și calculelor efectuate a rezultat că depunerea unui strat pe suprafața

interioară a cilindrilor motoarelor cu ardere internă poate duce la îmbunătățirea

comportamentului acestuia în ceea ce privește rezistența mecanică, rezistența la oboseală de

contact și rezistența la coroziune. Din cele două straturi analizate în acest scop, stratul de NiAlSi

109

a trecut toate testele la care a fost supus, având un comportament general mult mai bun față de

stratul de Al2O3 30(Ni 20Al) de unde putem concluziona că acest material este recomandat

pentru depunere în jet de plasmă pe suprafața de lucru a cilindrilor motoarelor cu ardere internă.

8.2. Contribuţii personale

Realizarea unui studiu documentar din literatura de specialitate privind tendinţele de

dezvoltare a cercetărilor în ceea ce priveşte metodologiile de depunere termică a materialelor

cermice, metalo – ceramice şi metalice în ingineria suprafeţelor cilindrilor motoarelor cu ardere

internă.

Stabilirea metodologiei de desfăşurare a cercetărilor experimentale în vederea atingerii

obiectivelor propuse care să asigure o documentație totală pentru o tehnologie aplicabilă în

industria auto.

Alegerea pulberilor optime care să asigure o protecţie ridicată materialului de bază din

care este fabricat cilindrul în condiţii de funcţionare simulare cu cele din motoarele cu ardere

internă.

Realizarea tratamentelor termice în scopul determinării modificărilor structurale a

fenomenelor de dilatare termică, a fenomenelor de coroziune și de apariție a microdefectelor

structurale, tot odată a comportamentului general al unor materiale utilizate pentru cilindrii ce

lucrează la temperaturi ridicate.

Realizarea testului termogravimetric şi de analiză termică diferenţială în scopul

observării pierderii de masă a epruvetelor şi schimbărilor de fază în domeniul de temperatură

analizat similar condițiilor reale în funcționare.

Realizarea testului de aderenţă cu scopul determinării grosimii optime a straturilor depuse

astfel încât acesta să prezinte un comportament cât mai bun în ceea ce privește aderența faţă de

materialul de bază din care sunt realizaţi cilindrii.

Realizarea testului de frecare prin metoda pin on disc în scopul determinării rezistenţei la

uzură a straturilor obţinute.

Realizarea testului de compresiune în scopul determinării proprietăţilor mecanice ale

straturilor obţinute prin depunere în jet de plasmă.

Realizarea de teste care să estimeze comportamentul straturilor depuse în ceea ce privește

rezistența în diferite medii de coroziune.

Realizarea de simulări ce au avut drept scop estimarea comportamentului real al

cilindrilor cu strat depus din punct de vedere termic şi mecanic.

8.3. Direcții de perspectivă pentru continuarea cercetărilor

Cercetările experimentale realizate în cadrul tezei de doctorat intitulată ―Creșterea

rezistenței la uzură prin metode de pulverizare termică pe suprafața de lucru a cilindrului

110

motorului cu ardere internă‖ şi rezultatele obţinute în urma interpretărilor acestora au contribuit

la trasarea următoarelor direcţii viitoare de cercetare:

Analizarea influenței straturilor depuse pe suprafața interioară a cilindrilor motoarelor cu

ardere internă asupra emisiilor de noxe poluante, în special a monoxidului de carbon în urma

procesului de combustie.

Studierea fiabilității straturilor depuse pe alezajul cilindrilor amovibili ai motoarelor

diesel cu regim de funcționare sever.

Analizarea influenței straturilor depuse asupra regimului termic al motoarelor cu ardere

internă a părților componente în vederea simplificării sistemului de răcire.

Realizarea unor straturi la compozițiile recomandate pe standuri de laborator în care

cilindrii să fie testați asupra influenței emisiilor de noxe printre care și monoxidul de carbon în

urma procesului de combustie.

Studiul comportamentului în funcționare și a fiabilității cilindrilor în motoarele cu ardere

internă, atât în motoare diesel cât și în cele pe benzină.

Realizarea unor parteneriate cu productori de motoare cu ardere internă la nivel național

pentru realizarea de noi prototipuri cu aplicații concrete ale acoperirilor termice în organele

vitale ale motorului cu ardere internă.

111

Lista de lucrări publicate

Publicații ISI

1. Cătălina Axinte, Alexandru Bârcă, Eduard Sebastian Bârcă, Carmen Păpătoiu (Biniuc)

and Corneliu Munteanu, Mechanical and tribological evaluation of WC coating, The 7th

international Conference on Advanced Materials, ROCAM 2012, 28-31 August 2012, Braşov,

Romania Journal of Crystal Growth

2. Cătălina Axinte, Alexandru Bârcă, Eduard Sebastian Bârcă, Carmen Păpătoiu (Biniuc)

and Corneliu Munteanu, Structure and properties of MO coating deposited on steel substrate,

The 7th international Conference on Advanced Materials, ROCAM 2012, 28-31 August 2012,

Braşov, Romania Journal of Crystal Growth

3. Pintilei Geanina Laura, Iacob Strugaru Sorin Claudiu, Papatoiu Biniuc Carmen, Paulin

Constantin, Bârcă Alexandru and Munteanu Corneliu, „Dilatometry and DTA analyses of

asample made of Ni base super alloy with a ZrO2/20%Y2O3 ceramic layer” Modern

Technologies in Industrial Engineering, Trans Tech Publications, ISBN-13; 978-3-03785-929-2

Advanced Materials Research Vol 837, 2013, pp. 9-15

4. Băsescu Gică Narcis, Crîșmaru Ionuț Vasile, Iacob Strugaru Sorin Claudiu, Bărbînţă

Andreea Carmen, Bârcă Alexandru and Munteanu Corneliu, "A study on plastic deformations

due to contact fatigue wear on a metallic coating deposed in electric arc", Modern Technologies

in Industrial Engineering, Trans Tech Publications, ISBN-13; 978-3-03785-929-2 Advanced

Materials Research Vol 837, 2013, pp. 705-710

Publicații B+

5. Pintilei G.L., Munteanu C., Bărbânţă A.C. şi Bârcă A., ―Materials structure analysis for

water pumps microstructure made by different technological processes”, Ministry of Education

and Research the Annals of Dunarea de Jos Universiti of Galaţi, Fascicle VIII, Tribology,

ISSN 1221-4590, 2011, Issue 2, pp. 63-67.

6. Cătălina Axinte, Alexandru Bârcă, Eduard Sebastian Bârcă, Petru Avram, Bărbînţă

Andreea Carmen and Corneliu Munteanu, Determination of Mo coatings behaviour on bending

in order to establish some mechanical properties, Ed. Univ. Transilvania Brasov, ISBN 978-

606-19-0078-7, pp. 267-272

7. Cătălina Axinte, Alexandru Bârcă, Eduard Sebastian Bârcă, Istrate Bogdan, Bărbînţă

Andreea Carmen and Corneliu Munteanu, Coatings properties obtained by thermal deposition

used in gears applications, Ed. Univ. Transilvania Brasov, ISBN 978-606-19-0078-7, pp. 273-

278

112

Publicații B+ pe CD

8. Petru Avram, Cătălina Axinte, Alexandru Bârcâ, Constantin Paulin, and Corneliu

Munteanu, Thermal deposition coatings corrosion resistance on aggressive solution, Buletinul

Institutului Politehnic din Iaşi Publicat de Universitatea Tehnică „Gheorghe Asachi― din Iaşi,

Tomul LVII (LXI), Fasc. 2, 2012, Secţia Construcţii de Maşini, ACME 1-28, ISSN 2285-2301

9. Alexandru Bârcă, Cătălina Axinte, Petru Avram, Sorin Claudiu Iacob Strugaru, and

Corneliu Munteanu, Friction properties of WC coatings used in automotive industry, Buletinul

Institutului Politehnic din Iaşi Publicat de Universitatea Tehnică „Gheorghe Asachi― din Iaşi,

Tomul LVII (LXI), Fasc. 2, 2012, Secţia Construcţii de Maşini, ACME 1-29, ISSN 2285-2301

10. Alexandru Bârcă, Cătălina Axinte, Petru Avram, Constantin Paulin, and Corneliu

Munteanu, Thermal deposition coatings analysis used in automotive applications, Buletinul

Institutului Politehnic din Iaşi Publicat de Universitatea Tehnică „Gheorghe Asachi― din Iaşi,

Tomul LVII (LXI), Fasc. 2, 2012, Secţia Construcţii de Maşini, ACME 1-30, ISSN 2285-2301

11. Constantin Paulin, Cătălina Axinte, Alexandru Bârcă, Petru Avram and Corneliu

Munteanu, Bending behaviour investigation of WC-Co-Cr coatings applied in excavator buckets

teeth, Buletinul Institutului Politehnic din Iaşi Publicat de Universitatea Tehnică „Gheorghe

Asachi― din Iaşi, Tomul LVII (LXI), Fasc. 2, 2012, Secţia Construcţii de Maşini, ACME 1-33,

ISSN 2285-2301

Abstracte ISI acceptate în conferință

12. Alexandru Barca, Bogdan Istrate, Eduard Sebastian Bârcă, Vasile Ionut Crismaru si

Corneliu Munteanu, Corrosion behaviour of a cermet deposited coating in sulfuric acid solution,

The 6th International Conference ―ADVANCED CONCEPTS IN MECHANICAL

ENGINEERING‖, 2014

13. Alexandru Barca, Eduard Sebastian Bârcă, Bogdan Istrate, Vasile Ionut Crismaru si

Corneliu Munteanu, A study on plastic deformations due to contact fatigue wear on a cermet

coating deposited by thermal spraying methods, The 6th International Conference

―ADVANCED CONCEPTS IN MECHANICAL ENGINEERING‖, 2014

113

Bibliografie

[1] Abăităncei, D., Haşegan , C., Stoica, I., Claponi, D., Cihodaru, I.: Motoare pentru

automobile şi tractoare – Construcţie şi tehnologie, vol. 1, Ed. Tehnică, Bucureşti, 1978.

[2] Alexandru Barca, Bogdan Istrate, Eduard Sebastian Bârcă, Vasile Ionut Crismaru si

Corneliu Munteanu, Corrosion behaviour of a cermet deposited coating in sulfuric acid solution,

The 6th International Conference ―ADVANCED CONCEPTS IN MECHANICAL

ENGINEERING‖, 2014

[3] Alexandru Bârcă, Cătălina Axinte, Petru Avram, Constantin Paulin, and Corneliu

Munteanu, Thermal deposition coatings analysis used in automotive applications, , Buletinul

Institutului Politehnic din Iaşi Publicat de Universitatea Tehnică „Gheorghe Asachi― din Iaşi,

Tomul LVII (LXI), Fasc. 2, 2012, Secţia Construcţii de Maşini

[4] Alexandru Bârcă, Cătălina Axinte, Petru Avram, Sorin Claudiu Iacob Strugaru, and

Corneliu Munteanu, Friction properties of WC coatings used in automotive industry, Buletinul

Institutului Politehnic din Iaşi Publicat de Universitatea Tehnică „Gheorghe Asachi― din Iaşi,

Tomul LVII (LXI), Fasc. 2, 2012, Secţia Construcţii de Maşini

[5] Alexandru Barca, Eduard Sebastian Bârcă, Bogdan Istrate, Vasile Ionut Crismaru si

Corneliu Munteanu, A study on plastic deformations due to contact fatigue wear on a cermet

coating deposited by thermal spraying methods, The 6th International Conference

―ADVANCED CONCEPTS IN MECHANICAL ENGINEERING‖, 2014

[6] Băsescu Gică Narcis, Crîșmaru Ionuț Vasile, Iacob Strugaru Sorin Claudiu, Bărbînţă

Andreea Carmen, Bârcă Alexandru and Munteanu Corneliu, "A study on plastic deformations

due to contact fatigue wear on a metallic coating deposed in electric arc", Modern Technologies

in Industrial Engineering, Trans Tech Publications, ISBN-13; 978-3-03785-929-2 Advanced

Materials Research Vol 837, 2013, pp. 705-710

[7] Cătălina Axinte, Alexandru Bârcă, Eduard Sebastian Bârcă, Carmen Păpătoiu (Biniuc)

and Corneliu Munteanu, Mechanical and tribological evaluation of WC coating, The 7th

international Conference on Advanced Materials, ROCAM 2012, 28-31 August 2012, Braşov,

Romania Journal of Crystal Growth

[8] Cătălina Axinte, Alexandru Bârcă, Eduard Sebastian Bârcă, Carmen Păpătoiu (Biniuc)

and Corneliu Munteanu, Structure and properties of MO coating deposited on steel substrate,

The 7th international Conference on Advanced Materials, ROCAM 2012, 28-31 August 2012,

Braşov, Romania Journal of Crystal Growth

[9] Cătălina Axinte, Alexandru Bârcă, Eduard Sebastian Bârcă, Istrate Bogdan, Bărbînţă

Andreea Carmen and Corneliu Munteanu, Coatings properties obtained by thermal deposition

used in gears applications, Ed. Univ. Transilvania Brasov, ISBN 978-606-19-0078-7, pp. 273-

278

[10] Cătălina Axinte, Alexandru Bârcă, Eduard Sebastian Bârcă, Petru Avram, Bărbînţă

Andreea Carmen and Corneliu Munteanu, Determination of Mo coatings behaviour on bending

114

in order to establish some mechanical properties, Ed. Univ. Transilvania Brasov, ISBN 978-

606-19-0078-7, pp. 267-272

[11] Constantin Paulin, Cătălina Axinte, Alexandru Bârcă, Petru Avram and Corneliu

Munteanu, Bending behaviour investigation of WC-Co-Cr coatings applied in excavator buckets

teeth, Buletinul Institutului Politehnic din Iaşi Publicat de Universitatea Tehnică „Gheorghe

Asachi― din Iaşi, Tomul LVII (LXI), Fasc. 2, 2012, Secţia Construcţii de Maşini

[12] D.J. Whitehouse and J.F. Archard, The Properties of Random Surfaces of Significance in

Their Contact, Proc. Roy. Soc. London, Series A, Vol. 316, 1970, pp. 97-121.

[13] Edrisy a, T. Perry b, A.T. Alpas , 2005, Investigation of scuffing damage in aluminum

engines with thermal spray coatings, Wear 259 (2005) 1056–1062, Received 31 August 2004;

received in revised form 26 January 2005; accepted 2 February 2005 Available online 10 May

2005

[14] Fr.-W. Bach, T. Duda, Z. Babiak, P. Bohling, B. Formanek, Proceedings of the 1st

International Thermal Spray Conference, Montreal, Quebec, Canada, 2000, p. 299.

[15] Gaiginschi, R., Zătreanu, Gh.: Motoare cu Ardere Internă – Construcţie şi Calcul, vol. I,

Ed. ―Gh.Asachi‖, Iaşi, 1995.

[16] Gwidon W. Stachowiak and Andrew W. Batchelor (1993), E n g i n e e r i n g T r i b o l o

g y, Elsevier Science Publisher, Amsterdam, ISBN 0-444-892354

[17] H. Jin, C. Park, M. Kim, In situ TEM heating studies on the phase transformation of

metastable phases in Fe–Cr–B alloy spray coatings, Materials Science and Engineering (2001)

321–326, A304-306.

[18] J. Ferrante and J.R. Smith, A Theory of Adhesion at a Bimetallic Interface: Overlap

Effects, Surface Science, Vol. 38, 1973, pp. 77-92.

[19] J. Landa, I. Illarramendi, N. Kelling, M. Woydt, A. Skopp, M. Hartelt, Potential of

thermal sprayed TinO2n−1-coatings for substituting molybdenum based ring coatings, Proc. 46.

Jahrestagung Gesellschaft f¨ur Tribologie, September 26–28, 2005, G¨ottingen, ISBN 3-00-

017102-9, or Ind. Lubr. & Tribol., 2007, Issue 5.

[20] Kappes, B. Meacham, Y. Tang, D. Branagan, Relaxation, recovery, crystallization and

recrystallization transformations in an iron-based amorphous precursor, Nanotechnology 14

(2003) 1228–1234.

[21] Kayaba, The Latest Investigations of Wear by the Microscopic Observations, JSLE

Transactions, Vol. 29, 1984, pp. 9-14.

[22] L.-M. Berger, S. Thiele, P. Vuoristo, T. Mantyla, H. Keller, E. Proß, R. Scholl, Titanium

carbide-based powders and coatings—compositions, processability and properties, in: E.

Lugscheider (Ed.), Proc. Int. Thermal Spray Conf. ITSC 2002, Essen, Germany, DVS-Verlag,

Dusseldorf, 2002, pp. 727–732.

[23] M. Woydt, N. Kelling, Testing the tribological properties of lubricants and materials for

the system piston ring/cylinder liner outside of engines, Industrial Lubrication and Technology

55 (5) (2003) 213–222.

115

[24] Mc Cune, Weld. J. (1995 (August 1)) 41. 10–12, 2004, Osaka, Japan, ASM International,

Materials Park, Ohio, 2004, pp. 946–952 (CD: D¨usseldorf, DVS-Verlag, 2004. ISBN 3-87155-

792-7).

[25] N. Dahotre, S. Nayak, Nanocoatings for engine application, Surface and Coatings

Technology 194 (2005) 58–67.

[26] (TinO2n−1) als Beschichtungen f¨ur Zylinderlaufbahnen, Dissertation TU Berlin, 2001,

p. 139.

[27] Oil Pollution Prevention and Response; Non-Transportation-Related Facilities, Part III;

Final Rule. 30.06.2000, 40 CFR Part 112. Federal Register Vol. 65, No. 127, Rules and

Regulations.

[28] Pawlowski, The Science and Engineering of Thermal Spray Coatings, John Wiley &

Sons, Chicester, 1995, p. 414.

[29] Petru Avram, Cătălina Axinte, Alexandru Bârcâ, Constantin Paulin, and Corneliu

Munteanu, Thermal deposition coatings corrosion resistance on aggressive solution, Buletinul

Institutului Politehnic din Iaşi Publicat de Universitatea Tehnică „Gheorghe Asachi― din Iaşi,

Tomul LVII (LXI), Fasc. 2, 2012, Secţia Construcţii de Maşini

[30] Pintilei G.L., Munteanu C., Bărbânţă A.C. şi Bârcă A., ―Materials structure analysis for

water pumps microstructure made by different technological processes”, Ministry of Education

and Research the Annals of Dunarea de Jos Universiti of Galaţi, Fascicle VIII, Tribology,

ISSN 1221-4590, 2011, Issue 2, pp. 63-67.

[31] Pintilei Geanina Laura, Iacob Strugaru Sorin Claudiu, Papatoiu Biniuc Carmen, Paulin

Constantin, Bârcă Alexandru and Munteanu Corneliu, „Dilatometry and DTA analyses of

asample made of Ni base super alloy with a ZrO2/20%Y2O3 ceramic layer” Modern

Technologies in Industrial Engineering, Trans Tech Publications, ISBN-13; 978-3-03785-929-2

Advanced Materials Research Vol 837, 2013, pp. 9-15

[32] Seyfert, R. Luther, Der Schmierstoff als Funktionstr¨ager—Aufgaben und Zielkonflikte,

10. Werkstoffwissenschaftliches Kolloquium, Innovative Werkstofftechnologie (2002), Aachen,

Werkstoffwissenschaftliche Schriftenreihe 61 (2003) 25–30.

[33] Shakhvorostov, K. Poehlmann, M. Scherge, Structure and mechanical properties of

tribologically induced nanolayers, Wear 260 (2006) 433–437.

[34] Shanley, C. Butcher, Lubricants aim for higher performance, Chem. Eng. 6 (1999) 69–

72.