Projektbereich D Lugscheider, Erich 383 Projektbereich D ... - SFB 289

Projektbereich D 

Werkzeuge 

Arbeitsbericht 

Förderzeitraum: 01.01.2002 bis 31.12.2004 

Projektleiter: Prof. Dr. techn. E. Lugscheider 


Lugscheider, Erich 

383 

Lehr- und Forschungsgebiet Werkstoffwissenschaften (WW) 

Augustinerbach 4-22 

52062 Aachen 

Tel.: 0241/80-95329 

Projektbereichspartner: Teilprojekt D1 

Lehr- und Forschungsgebiet Werkstoffwissenschaften (WW) 

Prof. Dr.-Ing. E. Lugscheider 

Teilprojekt D2 

Institut für Gesteinshüttenkunde (GHI) 

Prof. Dr. rer. nat. R. Telle 

Teilprojekt D3 

Lehrstuhl für Werkstoffchemie (MCh) 

Prof. J.M. Schneider, Ph. D.



384 

Inhaltsverzeichnis 

1 Einführung in den Projektbereich ............................................................................. 387 

2 Teilprojekt D1 – Multifunktionale Werkstoffverbunde............................................ 389 

2.1 Einführung in die Problemstellung ................................................................... 389 

2.2 Angewandte Methoden und Anlagen................................................................ 390 

2.2.1 Oberflächentechnik/Fügetechnik .............................................................. 390 

2.2.1.1 PVD - Pulstechnologie.......................................................................... 390 

2.2.1.2 Thermisches Spritzen mit nachträglicher Wärmebehandlung .............. 391 

2.2.1.3 Aktivlöten.............................................................................................. 392 

2.2.2 Analysemethoden zum Werkstoffscreening.............................................. 393 

2.2.3 Anwendungsnahe Untersuchungen........................................................... 395 

2.3 Durchführung und Ergebnisse........................................................................... 397 

2.3.1 Oberflächenanalytik .................................................................................. 397 

2.3.1.1 PVD....................................................................................................... 397 

2.3.1.2 Thermisches Spritzen ............................................................................ 412 

2.3.2 Aktivlöten.................................................................................................. 425 

2.3.3 Anwendungsbezogene Untersuchungen ................................................... 426 

2.3.3.1 Ball-on-disk Untersuchungen................................................................ 427 

2.3.3.2 Korrosionsuntersuchungen.................................................................... 430 

2.3.3.3 Thermoschockuntersuchungen.............................................................. 433 

2.3.3.4 Stauchversuch........................................................................................ 433 

2.3.4 Versuche am Realbauteil........................................................................... 437 

2.4 Zusammenfassung und offene Fragen............................................................... 439 

2.5 Schrifttum.......................................................................................................... 440 

2.6 Veröffentlichungen............................................................................................ 443 

3 Teilprojekt D2 – Keramische Funktionselemente..................................................... 449 

3.1 Einführung in die Problemstellung ................................................................... 449 

3.2 Angewandte Methoden ..................................................................................... 450 

3.2.1 Aluminiumoxid-Werkstoffe ...................................................................... 450 

3.2.2 Siliziumnitrid-Werkstoffe ......................................................................... 451



385 


3.3.1 Aluminiumoxid-Werkstoffe ...................................................................... 453 

3.3.2 Siliziumnitrid............................................................................................. 461 

3.4 Zusammenfassung und Ziele............................................................................. 468 

3.5 Schrifttum .......................................................................................................... 471 

3.6 Veröffentlichungen............................................................................................ 472 

4 Teilprojekt D3 – Entwicklung und Verhalten von CVD- Schichverbunden............. 475 

4.1 Einführung in die Problemstellung.................................................................... 475 

4.2 Angewandte Methoden und Anlagen ................................................................ 475 

4.2.1 Abscheidung von Schichtsystemen mittels PECVD ................................. 475 


4.3.1 Abscheidung von Schichtsystemen mittels PECVD ................................. 479 

4.3.2 Durchführung von Modelltests für Werkzeugwerkstoffe.......................... 485 

4.3.3 Abscheidung und Erprobung den realen Werkzeugen .............................. 488 

4.4 Zusammenfassung und offene Fragen............................................................... 492 

4.5 Schrifttum .......................................................................................................... 493 

4.6 Veröffentlichungen............................................................................................ 493



386

1 Einführung in den Projektbereich 



387 

Im Projektbereich D besteht das Ziel in der grundlegenden Charakterisierung der 

auftretenden Verschleißmechanismen von geeigneten Werkstoffen oder Werkstoffverbunden 

für das Thixoforming von Stahl und Aluminium. Dazu werden in diesem 

Projektbereich von den beteiligten Instituten verschiedene Werkstoffkonzepte verfolgt und 

in Projektbereich E erprobt. In Bild D-1 ist eine Übersicht über die unterschiedlichen 

Werkzeugkonzepte dargestellt. 

Im Bereich der Werkstoffverbunde werden einerseits verschiedene Beschichtungsverfahren 

und andererseits keramische Panzerungen untersucht. Weiterhin werden in 

diesem Projektbereich vollkeramische Werkzeugkonzepte gestaltet. Die Überprüfung der 

Werkstoffkonzepte auf ihr Einsatzpotential für die Thixoformgebung erfolgt anhand eines 

Prüfkonzeptes, das in Bild D-2 dargestellt ist und in den ersten beiden Antragszeiträumen 

erstellt wurde. 

Die beteiligten Institute erarbeiten die Lösungskonzepte ausgehend von Fragestellungen, 

die sich aus dem Beanspruchungsprofil der Werkzeugkonzepte mit dem teilflüssigen und 

erstarrten Material ergeben. In diesem Antragzeitraum wurden dabei verstärkt die 

Herausforderungen, die sich bei der Stahlformgebung ergeben, untersucht. Um das 

Beanspruchungsprofil und die damit verbundenen Aufgabenstellungen zu präzisieren und 

die erarbeiteten Konzepte praxisnah bewerten zu können, wird intensiv mit den 

Projektbereichen C – Prozessfenster und E – Formgebung zusammengearbeitet. Die 

Ergebnisse aus den unterschiedlichen Untersuchungen der neuen Werkzeugsysteme im 

Einsatz (z.B. Druckversuche, Benetzungsversuche) werden zusammengeführt und eine 

erste Bewertung vorgenommen.



388 

PVD CVD 

-Al2O3 

ZrO2 

MgAl2O4 

-Al2O3 

- 

Al203 

Substrat 1.2999 

TZM 

Thermisches 

Spritzen 

Mg2Zr5O12 

ZrSiO4 

Al2TiO5 

WCNi 

Y2ZrO5 

MgAl2O4 

Si3N4 

Al2O3 

Ag 64,8 Cu 25,2 Ti 10 

1.2999 

Bild D-1: Übersicht über die bearbeiteten Werkstoffkonzepte 

Bild D-2: Prüfkonzepte 

Löttechnik Vollkeramik 

Si3N4 

Al2O3

2 Teilprojekt D1 – Multifunktionale Werkstoffverbunde 

2.1 Einführung in die Problemstellung 



389 

Das Anforderungsprofil an Thixoformingwerkzeuge ist sehr komplex. Regulierung des 

Wärmehaushaltes, hohe mechanische Stabilität und eine hohe Lebensdauer sind die 

zentralen Anforderungspunkte an diese Werkzeuge. Um die wenigen, bestehenden Werkzeugkonzepte 

zu verbessern, sollen nun Werkstoffverbunde diese Aufgaben übernehmen. 

Dabei muss das Anforderungsprofil gänzlich auf das Werkstoffsystem übertragen werden. 

Daher stellt die Auswahl geeigneter Werkstoffe für die Entwicklung von Werkstoffverbunden 

eine große Herausforderung dar, da das Anforderungsprofil an diese Werkstoffverbunde 

sehr vielschichtig ist. Es erfordert eine genaue Anpassung der Werkstoffkonzepte 

auf den Einsatzbereich. Zusätzlich zu den bereits genannten Anforderungen wird von den 

Werkstoffverbunden eine Temperaturstabilität bis zu 1450°C und eine geringe Klebneigung 

gefordert. Dadurch wird deutlich, dass die Werkzeugoberfläche der zentrale 

Ansatzpunkt für die Auslegung des Werkstoffverbundes ist. 

Im Teilprojekt D1 – Multifunktionale Werkstoffverbunde – sind im ersten Antragszeitraum 

unterschiedliche Werkstoffverbunde auf ihre Eignung als Werkzeuge für das Thixoforming 

untersucht worden. Des Weiteren wurden die Verschleißursachen analysiert. Von diesen 

Ergebnissen ausgehend, wurde im zweiten Antragszeitraum schwerpunktmäßig die 

Entwicklung und Realisierung von Schichtverbunden bis hin zur Auslegung von Komplettwerkzeugen 

oder Werkzeugeinsätzen, sowie die begleitende Charakterisierung bis hin zu 

Modelltests erarbeitet. Hierzu war eine enge Zusammenarbeit mit den Teilprojekten D2 

und D3 sowie den Projektbereichen C und E erforderlich. 

In dem laufenden Antragszeitraum wurden die unterschiedlichen Fertigungsverfahren der 

Werkstoffverbunde in getrennten Routen entwickelt. Für die sich im letzten Antragszeitraum 

im Werkstoffscreening als geeignet herausgestellten keramischen Schichten 

wurde zur Abscheidung mittels Physical-Vapour-Deposition-Technologie die Puls-PVD- 

Technik verwendet. Damit war es möglich keramische Schichten mit angemessener 

Schichtdicke abzuscheiden. Weiterhin wurde die Prozessroute Thermisches Spritzen mit 

anschließendem heißisostatischen Pressen (HIP) grundlegend erforscht. Auch wurde der 

Einsatz keramischer Panzerungen in Thixoforming-Werkzeugen untersucht. Bei der 

Integration dieser Panzerungen wurde die Prozesstechnologie des Aktivlötens eingesetzt. 

Der Schwerpunkt der Arbeiten im zweiten Antragszeitraum lag in der Bereitstellung von 

Werkzeugkonzepten zur Stahlformgebung. Die erforschten und untersuchten Werkstoffverbunde 

waren grundsätzlich in der Lage der Formgebung standzuhalten, allerdings



390 

zeigten sich bei den Werkstoffverbunden unterscheidbare Degenerationserscheinungen. 

Als offene Fragen für den dritten Berichtszeitraum wurden daher formuliert: 

Übertragung auf praxisrelevante Geometrien 

Weiterentwicklung von Beschichtungstechniken 

Modellversuche (Hochtemperaturtribometer (HTT), Thermoschock, Korrosion) 

2.2 Angewandte Methoden und Anlagen 

In den nachfolgenden Kapiteln werden die im Teilprojekt D1 angewandten Beschichtungs- 

und Fügeverfahren, sowie die Prüfmethoden vorgestellt. 

2.2.1 Oberflächentechnik/Fügetechnik 

In den drei nachfolgenden Unterpunkten wird eine Übersicht über die verwendeten 

Beschichtungstechniken gegeben. 

2.2.1.1 PVD - Pulstechnologie 

Aufgrund der hohen auftretenden Temperaturen ist der Einsatz thermodynamisch stabiler 

und hochtemperaturtauglicher Werkstoffsysteme notwendig. Durch den Einsatz geeigneter 

Prozesstechniken können wirtschaftlich nutzbare Werkzeuge (Werkstoffverbunde) 

hergestellt werden. Die PVD-Prozesstechnik ist in der Lage Werkstoffverbunde herzustellen, 

die den Anforderungen, die an Thixoformingwerkzeuge gestellt werden, 

entsprechen. 

Nachdem im vorigen Antragszeitraum im Bereich der Aluminiumformgebung die 

Beschichtungen hauptsächlich mit metallischen Hartstoffschichten unternommen wurden, 

wurden nun oxidkeramische Schichtarchitekturen erforscht. Hier wurde auf die vielversprechenden 

Materialien Al2O3 und teilstabilisiertes ZrO2 /Hannink 98, Wong 96/ zurückgegriffen. 

Hierbei wurden oxidkeramische Werkstoffe von metallischen Targets in einem 

reaktiven Sputterprozess kristallin abgeschieden. Zur Herstellung dieser oxidkeramischen 

Schichtverbunde wurde das Magnetron-Sputtern-Ion-Plating (MSIP) unter Einsatz der 

Pulstechnik verwendet, das durch seine extreme Flexibilität der Werkstoffauswahl 

bezüglich der Schichtzusammensetzung Vorteile bietet. Im Hochvakuum können so hochschmelzende 

Materialien in die Gasphase überführt und als Schichtsysteme appliziert 

werden. Die Pulstechnologie eröffnet hier neue Perspektiven. Bei normalen metallischen 

Sputterprozessen kondensieren die herausgeschlagenen Targetatome (Metallionen) auf 

dem Substrat und bilden dadurch die Schicht. Allerdings scheidet sich auch ein Teil der 

Metallionen wieder auf dem Target ab. Da bei reaktiven Prozessen die abgeschiedene 

Schicht eine chemische Verbindung ist, kann durch die Rückabscheidung die Schichtrate 

negativ beeinflusst werden. Wenn die abgeschiedene Schicht, wie in diesem oxidischen



391 

Fall eine isolierende Schicht ist, kann sich auf der Targetoberfläche ein Dielektrikum 

ausbilden. Bei der Abscheidung mittels DC-Leistungsversorgung führt dieses nun dazu, 

dass kein Ionenstrom mehr fließen kann und infolge dessen keine Argonionen mehr in den 

Targetbereich schlagen können, um Targetatome freizugeben. In diesen Bereichen kann 

dadurch keine Sputterabscheidung mehr auftreten. Man spricht in diesem Fall von einer 

Targetvergiftung. Zusätzlich kann es vorkommen, dass der sich am Target einstellende 

Kondensator sich nicht bis zur angelegten Spannung aufladen kann und sich in diesem Fall 

schlagartig durch Lichtbogenentladungen (Arcs) entlädt /Sellers 98/. 

Puls-Sputterprozesse wurden entwickelt, um diese reaktiven Sputterprozesse zu 

stabilisieren /Bartzsch 00/. Einerseits kann durch die Pulstechnologie ein reaktiver 

Abscheideprozess bei hohen Schichtraten realisiert werden und gleichzeitig verbessert der 

Einsatz von gepulsten Quellen die Prozessstabilität, da die Targetvergiftung und damit eine 

mögliche Arc-Bildung unterdrückt werden. Ein weiterer Vorteil ergibt sich aus einer 

niedrigeren Prozesstemperatur bei vergleichbarer Leistungseinbringung im Rahmen eines 

DC-Prozess. 

2.2.1.2 Thermisches Spritzen mit nachträglicher Wärmebehandlung 

Aufgrund der den metallischen Werkstoffen angepassten thermischen Ausdehnungskoeffizienten 

und des vergleichbaren Elastizitätsmoduls wurden auch ZrO2 basierte 

thermisch gespritzte Keramikschichten in die weiteren Untersuchungen einbezogen. Neben 

chemischen und tribologischen Wirkeffekten solcher Schichtsysteme ist auch 

Wärmeschutz für das darunter liegende Substrat durch plasmagespritzte Schichten 

realisierbar. Durch die poröse Struktur der thermischen Spritzschichten weisen sie eine 

gute thermische Isolation auf, die vor allen Dingen im Bereich von Wärmedämmschichten 

genutzt wird. Weiterhin wird durch die Porosität und dem niedrigen E-Modul der 

Schichten die gute Thermowechselbeständigkeit bestimmt. Diese Schichten zeigten 

weiterhin gute Eigenschaften hinsichtlich Temperatur- und Verschleißbeständigkeit. Die 

chemische und korrosive Beständigkeit dieser Schichtsysteme wird allerdings auch durch 

die Porosität der Schichten bestimmt. Durch eine hohe Porenanzahl an der Oberfläche 

vergrößert sich die Angriffsfläche für korrosiven und erosiven Verschleiß. Weiterhin 

ermöglicht eine raue Oberfläche unerwünschte Anklebungen bzw. Anhaftungen. Dem 

kann durch einen nachgeschalteten HIP-Prozess der thermisch gespritzten Schichten 

entgegengewirkt werden. Dabei werden die keramischen Spritzschichten nachverdichtet, 

was zu einer Ausheilung der auftretenden Porositäten und Mikrorissen führt. Durch diese 

Ausheilung der Porosität sinkt die Bruchdehnung der Schichten, was in einer schlechteren 

Thermowechselbeständigkeit der Schichten resultiert. Durch eine geeignete Schichtauswahl 

und Anpassung dieser beiden Prozesse, thermisches Spritzten und HIP-Prozess,



392 

aufeinander soll ein Kompromiss zwischen guter Thermowechselbeständigkeit und 

niedriger Porosität erreicht werden. 

Zusätzlich zu den ZrO2-basierten Schichten wurde auch Aluminiumtitanat (Al2TiO5), 

welches aufgrund seines Ausdehnungskoeffizienten für die Anwendung im Thixoforming 

ein interessanter Werkstoff ist, untersucht. Die gespritzten Al2TiO5-Schichten zeigten im 

Gegensatz zu den ZrO2-basierten Schichten nach dem Spritzprozess Phasenveränderungen, 

die auch durch den nachfolgenden Wärmebehandlungsprozess nicht ausgeheilt werden 

konnten. Ebenso zeigt diese Schicht aufgrund ihres niedrigeren Ausdehungskoeffizienten 

im Gegensatz zu den verwendeten Substraten und Haftvermittlern eine geringe Haftung. 

Weiterhin waren die Al2TiO5-Schichten den ZrO2-basierten Schichten aufgrund eines 

entstehenden Rissnetzwerkes ab 800°C bei den Thermowechseltests und Tribometeruntersuchungen 

unterlegen. Die Al2TiO5-Schichten wurden nach dem Werkstoffscreening nicht 

weiter verfolgt. 

2.2.1.3 Aktivlöten 

Neben den verschiedenen Schutzschichten, die mittels PVD-, CVD-Verfahren 

(Teilprojekt D3) und Thermischen Spritzens auf die Thixoforming-Werkzeuge 

abgeschieden werden, wurde auch die Integration von keramischen Panzerungen 

(Teilprojekte D1 und D2) oder vollkeramischen Einsätzen (Teilprojekt D2) in mechanisch 

und thermisch hochbelasteten Werkzeugbereichen untersucht. Um die keramischen 

Panzerungen oder vollkeramischen Einsätze in die Thixoforming- Werkzeuge zu 

integrieren, wurde die Prozesstechnologie des Aktivlötens eingesetzt. Dieses 

stoffschlüssige Verfahren wurde ausgewählt, da es das Potenzial metallische und 

keramische Komponenten dauerhaft – auch für Hochtemperaturapplikationen geeignet zu 

verbinden /Bach 02, ElSawy 00/. 

Im vergangenen Zeitraum wurde die Machbarkeit eines solchen Verbundes nachgewiesen. 

Die unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Fügepartner führen bei 

der Abkühlung unterhalb der Soliduslinie zu Spannungen, die über spannungsrelaxierende 

Schichten abgebaut werden. Hierdurch können die Werkzeuge anforderungsgerecht 

ausgelegt werden. 

Der Stoffschluss beim Aktivlöten wird über eine spezielle Lotzusammensetzung erreicht, 

da konventionelle Metalllote keramische Werkstoffe nicht ausreichend benetzen. Bei 

Aktivloten wird die Benetzung der Werkzeugkomponenten über chemische Wechselwirkungen 

zwischen Aktivlot und Keramik erreicht. Um die Benetzung zu verbessern,



393 

werden den Aktivloten grenzflächenaktive Elemente, wie z. B. Titan, Zirkonium oder 

Hafnium, in geringen Mengen beigemischt. Diese Elemente weisen sowohl eine hohe 

Sauerstoff- als auch Stickstoffaffinität auf. Durch Reaktionen mit der Keramikoberfläche 

wird diese durch das Aktivlot benetzbar. Wesentlich für diese Benetzungsreaktion ist das 

Vorhandensein ungebundener Aktivelemente während des Lötvorgangs. Daher findet der 

Lötprozess im Hochvakuum oder unter Schutzgasatmosphäre statt. 

2.2.2 Analysemethoden zum Werkstoffscreening 

Mittels der eingesetzten Oberflächenanalytik wird ein Dünnschichtsystem hinsichtlich 

anwendungsrelevanter Eigenschaften untersucht. Dabei wird immer der Verbund 

Schicht/Substrat betrachtet. Bei der Dünnschichtcharakterisierung ist daher immer zu 

beachten, inwieweit der Einfluss des Substrates bei den Untersuchungen zu 

berücksichtigen ist. Die für die Schichtverbunde durchzuführenden Untersuchungen 

können in vier Untersuchungskategorien unterteilt werden: 

Grundcharakterisierung 

Anwendungsrelevante Untersuchungen 

Modelltests 

in praxi Tests. 

In Bild D-3 ist eine Übersicht über diese Untersuchungskategorien und den darin 

enthaltenen Testverfahren dargestellt. 

Grundcharakterisierung 

Schichtdicke 

-rauheit 

-härte 

Gefügeanalyse 

Mikro schliffe 

Bohrlochmethode 

(Eigenspannungsmessu 

ng) 

XRD-Analyse 

REM-Strukturuntersuchung 

Haftzugtests 

Bild D-3: Prüfkonzepte 

Anwendungsrelevante 

Untersuchungen 

Korrosion 

Oxidation 

Thermoschock 

Impulstest 

Verschleißtests 

Modelltests 

Tests in 

near praxi 

Bedingungen 

an einfachen 

Probengeometrien 

in praxi - 

Untersuchungen 

SSM-Forming 

unter indu striellen 

Rahmenbedingungen



394 

Die Grundcharakterisierung eines Schichtsystems umfasst die Ermittlung der Schichtdicke, 

der Haftfestigkeit, der Härte des Grundwerkstoffs sowie der Schichtstruktur. Dazu werden 

die Analysetechniken Kalottenschliff, Scratchtest, Rockwelltest/Rockwelleindringprüfung 

durchgeführt, sowie Querschliffe und Bruchproben im Rasterelektronenmikroskop 

untersucht. Der Kalottenschliff wird hierbei zur Schichtdickenbestimmung verwendet. 

Weiterhin erhält man einen ersten Eindruck von der Haftfestigkeit, sowie eine Aussage 

über die Abrasionsbeständigkeit. Die Haftfestigkeit wird mit dem Scratchtest und der 

Rockwelleindringprüfung bestimmt. Zusätzlich gewonnene Informationen sind beim 

Scratchtest die Versagensform und bei der Rockwellprüfung die Härte des Substrats. Die 

Schichtstruktur wird mittels Rasterelektronenmikroskopie untersucht. Neben der Schichtstruktur 

ist hierbei auch die Anbindung der Schicht an das Substrat bewertbar. 

Spezifischere Kriterien umfassen Oberflächenrauheit, chemische Zusammensetzung, 

Textur, Eigenspannungen sowie Mikrohärte der Schicht. Eine weitere Eigenschaft, die 

optional überprüft werden kann, ist die Oberflächenenergie in Abhängigkeit ihrer polaren 

und dispersen Anteile. Durch diese Untersuchungen ist es möglich eine Aussage über den 

chemischen Zustand der Oberfläche zu treffen und dadurch wiederum auf die Klebneigung 

der Oberflächen schließen zu können. 

Nach der Grundcharakterisierung werden spezielle Anforderungskriterien analysiert. Um 

die chemische Zusammensetzung der Schicht zu bestimmen, werden Glimmentladungsemissionsspektrokopie 

(glow discharge optical emission spectroscopy; GDOES) und 

energiedispersive Verfahren (energy dispersive X-ray; EDX) eingesetzt. Wenn Phasenanteile, 

Eigenspannungen und Textur der Schicht von Interesse sind, bestimmt man diese 

Eigenschaften über die Röntgendiffraktometrie (XRD). 

Im Anschluss an diese Untersuchungen werden an den Schichtverbunden anwendungsnahe 

Untersuchungen durchgeführt. Hierzu zählen die Ermittlung des Korrosions- und 

Oxidationsverhalten, der Thermowechselbeständigkeit und das Reibverhalten im 

tribologischen Einsatz. 

Im Teilprojekt D1 ist es in den vergangenen Antragszeiträumen gelungen herausragende 

multifunktionale Werkstoffverbunde für die Aluminiumformgebung zu entwickeln. Die 

Auslegung dieser Werkstoffverbunde konnten durch eine grundlegende Analyse der 

Schadensmechanismen im 1.Antragszeitraum vorangetrieben werden. Nach Analyse der 

Hauptversagenskriterien wurden im 2.Antragszeitraum anwendungsrelevante Tests 

entwickelt, die eine prozessgetreue Nachbildung der Werkzeugbelastungen erlauben. Das



395 

Belastungskollektiv wurde durch diese Modelltests in den Einzelanforderungen der 

Werkzeuge getrennt betrachtet. 

2.2.3 Anwendungsnahe Untersuchungen 

Untersuchungen eines Bauteils oder einer Anlage im Betrieb können sehr zeit- und 

kostenintensiv sein und eine gezielte, kontinuierliche Überprüfung einzelner Komponenten 

ist häufig nicht möglich /Zum 92/. Aus diesem Grund werden die realen tribologischen 

Verhältnisse in Tribometern in reduzierter Form abgebildet. 

Einer der eingesetzten Modellversuche ist das Kugel-Scheibe Tribometer (Ball On Disc, 

BOD), mit dem der durch Gleitreibung verursachte Verschleiß untersucht werden kann. 

Bei diesem Tribometer, dargestellt in Bild D-4, wird der Gegenkörper, in diesem Fall die 

Kugel, mit einer definierten Kraft auf den Grundkörper Scheibe gepresst, wobei durch 

Rotation der Scheibe die Relativbewegung eingeleitet wird. Dabei wird die 

Geschwindigkeit über die Drehzahl der Scheibe eingestellt. Durch eine PC gestützte 

Datenerfassung kann die Temperatur und der Reibwert über dem Weg aufgezeichnet 

werden. Das am Lehr- und Forschungsgebiet Werkstoffwissenschaften eingesetzte Hochtemperatur-Tribometer 

(HT Tribometer) stellt eine Variante dar, mit dem anwendungsnah 

die Verschleißeigenschaften der Schichtsysteme untersucht werden können. Mit diesem 

HT-Tribometer ist es möglich über einen großen Temperaturbereich den Temperatureinfluss 

auf die Verschleißeigenschaften zu prüfen. Weiterhin können unterschiedliche 

Atmosphären und Lasten eingestellt werden. Durch die freie Wählbarkeit eines Zwischenmediums 

kann mit diesem Gerät sowohl trockene Reibung wie auch der Einfluss eines 

Schmiermittels untersucht werden. Ein weiterer Einflussfaktor der überprüft werden kann, 

ist die Luftfeuchtigkeit, die reguliert werden kann. Alternativ zur Kugel kann auch ein Stift 

als Gegenkörper eingesetzt werden (Pin-On-Disk, POD).



396 

F= 1,2,5 und 10N 

Scheibenmaterial 

Scheiben- 

heizung 

Bild D-4: Aufbau eines Hochtemperatur-Tribometers 

Probenheizung 

Antrieb 

Es hat sich in der vergangenen Antragsphase deutlich abgezeichnet, dass neben den 

thermischen Anforderungen die tribologischen lebensdauerbestimmend für die Werkstoffverbunde 

beim Thixoformig von Stahl sind. Daher wurden anwendungsnahen Untersuchungen 

eingesetzt, die die verschiedenen tribologischen Mechanismen abbilden, die 

beim Thixoforming auftreten können. Diese Untersuchungen wurden an den drei 

beteiligten Instituten des Projektbereiches durchgeführt. Diese untersuchten Verschleißmechanismen 

basieren einerseits auf dem im Projektbereich C aufgestelltem Prozessfenster 

und andererseits auf den Realtests zur Formgebung, die im Projektbereich E durchgeführt 

worden sind. 

Das zur Verfügung stehende Hochtemperatur-Tribometer erlaubt die Untersuchung der 

Schichtsysteme unter einsatznahen Bedingungen. Durch die Möglichkeit die zu 

untersuchende Fläche auf Temperaturen aufzuheizen, die den Temperaturbelastungen der 

Werkzeugoberfläche beim Thixoformingprozess entsprechen, kann der Verschleiß und die 

Verschleißmechanismen realitätsnah abgebildet werden. Neben dem Verschleiß der 

Werkzeugoberflächen bei diesen Temperaturen kann auch der Reibungskoeffizient 

aufgenommen werden, der zusätzlich einen Abgleich mit Entformungskräften beim 

Thixoforming erlaubt. Mit dem am Lehr- und Forschungsgebiet Werkstoffwissenschaften 

zur Verfügung stehendem HT-Tribometer werden für alle am Projektbereich D beteiligten 

Projektpartner tribologische Untersuchungen an den jeweiligen Werkstoffverbunden und 

vollkeramischen Probekörpern durchgeführt.

2.3 Durchführung und Ergebnisse 



397 

Im Folgenden werden die Forschungsergebnisse der Schichttechnologien und Fügeverfahren, 

wie PVD-, TS- und Löttechnologie, dargestellt. Zunächst werden die Ergebnisse 

der Oberflächenanalytik präsentiert. Anschließend folgen die Darstellungen der 

anwendungsnahen Versuche und der Modelltest, sowie den Versuchen mit realen 

Bauteilen. 

2.3.1 Oberflächenanalytik 

Im folgenden Kapitel wird die Entwicklung der kristallinen ZrO2- und Al2O3-Schichten 

beschrieben. Weiterhin wird kurz auf die Entwicklung des Systems MgAl2O4 eingegangen 

und die Gründe erläutert, warum die Entwicklung nicht zielführend war. 

2.3.1.1 PVD 

Forschung und Entwicklung kristalliner MgAl2O4-Schichten mittels MSIP-PVD-Prozess 

unter Einsatz der Pulstechnik 

Mit MgAl2O4 sollte zusätzlich zu den binären ZrO2- und Al2O3-Systemen ein komplexeres 

System in die Entwicklung miteinbezogen werden. Für die Abscheidung dieses 

Schichtsystems mittels MSIP-PVD-Pulsprozess können im wesentlichen zwei Verfahrensvarianten 

gewählt werden. Das Schichtsystem kann reaktiv mittels metallischer Targets 

und nichtreaktiv mittels keramischer Targets abgeschieden werden. Bei der Verwendung 

von metallischen Targets sind zwei Herstellungsmethoden möglich. Einerseits die 

sintertechnische Herstellung und andererseits die Herstellung gepfropfter Targets. Da eine 

Phase MgAl2 nicht existiert, ist eine schmelzmetallurgische Herstellung von Targets nicht 

möglich. Die sintertechnische Herstellung von MgAl2-Targets war nicht zielführend, da 

keinerlei Erfahrungen seitens potenzieller Targethersteller vorlagen und keine Garantien 

bezüglich der Targetform gegeben werden konnten. Bei der Herstellung von gepfropften 

Target (Mg-Pfropfen in Al-Target) kam es, sowohl bei der Targetherstellung wie auch bei 

der Abscheidung des Schichtsystems, zu nicht tolerierbaren Stöchiometrieverschiebungen. 

Ebenfalls ist bei der Verwendung von reinen Al- und Mg-Targets die Abscheidung des 

MgAl2-Verhältnisses nicht gewährleistet. Die nichtreaktive Abscheidung von MgAl2O4- 

Schicht aus keramischen Targets erbrachte gute Ergebnisse. Die abgeschiedenen Schichten 

waren aber den kristallinen ZrO2- und Al2O3-Schichten in ihrer Performance deutlich 

unterlegen. Daher wurde eine weitere Entwicklung der MgAl2O4-Schichten als nicht 

zielführend betrachtet und zugunsten der kristallinen ZrO2- und Al2O3-Schichten 

eingestellt. Im folgenden wird die Entwicklung dieser Schichten detailliert dargestellt.



398 

2.3.1.1.1 Forschung und Entwicklung kristalliner, tetragonaler ZrO2-Schichten 

mittels MSIP-PVD-Prozess unter Einsatz der Pulstechnik 

Zirkoniumdioxid zeichnet sich durch hervorragende mechanische und thermische 

Eigenschaften aus /Wong 96/. Exemplarisch seien hier hohe Verschleiß- und 

Korrosionsfestigkeit, sowie hohe Bruchzähigkeit genannt. Aufgrund dieser Eigenschaften 

werden ZrO2-Schichten für vielfältige Anwendungen genutzt. Dabei übernehmen ZrO2- 

Schichten funktionelle Aufgaben wie: 

Korrosions-/ Oxidationsschutzschichten 

Erosionsschutzschichten 

Verschleißschutzschichten 

Wärmedämmschichten 

Die Herausforderung im Umgang mit ZrO2 ergibt sich aus seiner Polymorphie 

/Claussen 85/. Die thermodynamisch stabile Modifikation von reinem ZrO2 besitzt eine 

monokline Kristallstruktur, die sich bei hohen Temperaturen (ca. 1170°C) zunächst in die 

tetragonale (t) Phase und anschließend in die kubische Phase (ca. 2370°C) umwandelt. 

Diese Umwandlung ist bei einem Abkühlvorgang mit einer anisotropen Volumenabnahme 

von ca. 5% von der tetragonalen zur monoklinen Phase verbunden. Daher wurde bislang 

die tetragonale Gitterstruktur von ZrO2 mit Fremdmolekülen wie CaO, MgO oder Y2O3 

stabilisiert Es gibt zwei Gründe, die tetragonale Phase von ZrO2 bis hin zur Raumtemperatur 

zu stabilisieren. Zum einen soll beim Hochtemperatureinsatz der Übergang 

tetragonal monoklin unterdrückt werden, da durch den Volumenschwund bei diesem 

Übergang Risse in der Schicht entstehen. Zum anderen soll die Zähigkeitszunahme durch 

den Mechanismus der spannungsinduzierten Umwandlungsverstärkung genutzt werden. 

Ziel dieses Arbeitspunktes war es, eine geeignete Beschichtungsparameterkombination zu 

ermitteln, die eine Stabilisierung der tetragonalen Phase ohne Stabilisierungselemente 

ermöglicht. Dazu wurde der reaktive Abscheideprozess an einer Magnetronsputteranlage 

untersucht. Die variierten Beschichtungsparameter sind die Substrattemperatur, der 

Beschichtungsdruck und der Sauerstofffluss. Zur Beschichtung wurde die Kathodenzerstäubungsanlage 

Z400 der Fa. Leybold-Heraeus eingesetzt. Aus dem Einsatz des 

bipolaren Pulsgenerators Bipulsar 1000/20 ergeben sich Vorteile wie die Senkung der 

Prozesstemperatur, neue Schichtstrukturen, die Erhöhung der Prozessstabilität durch 

Vermeidung der Targetaufladung, genannt Targetvergiftung, und höhere Schichtraten im 

Vergleich zu HF-Sputtern. Der Schichtverbund bestand aus einem Wolfram-Haftvermittler 

und der eigentlichen Funktionschicht aus ZrO2. In Tabelle D-1 ist eine Übersicht des 

untersuchten Parameterfeldes aufgeführt.

Abscheideparameter Pulsparameter 



399 

Prozessdruck 0,3 – 1 Pa Ton 3,694 x 10 -6 s 

Sputterleistung 400W Toff 2,964 x 10 -5 s 

O2-Volumenstrom 1,2 – 5,78 sccm F 30kHz 

Substrattemperatur RT – 540°C I 0,3 – 0,45 A 

Vakuumdruck 7,8 x 10 -5 mbar 

Ar-Volumenstrom 23,8 – 91,6 sccm 

Tabelle D-1: Übersicht über das untersuchte Parameterfeld bei der Abscheidung von 

Kristallinen Zr=2-Schichten 

Parallel zur Schichtentwicklung wurde die Grundcharakterisierung durchgeführt, die die 

Eigenschaften Schichtdicke, Haftfestigkeit und Struktur der Schichten erfasst. Die 

Schichtdicke wurde mit dem Kalottenschliff, bei dem die Kalotten optisch vermessen 

werden, bestimmt. In dieser Versuchsreihe konnte festgestellt werden, dass mittels der neu 

eingesetzten Pulstechnologie wesentlich höhere Schichtraten im Vergleich zu den DC- 

Schichten des zweiten Antragszeitraums im reaktiven Prozess abgeschieden wurden. In 

Bild D-5 ist die Kalotte einer ZrO2-Schicht mit einem Haftvermittler aus Wolfram 

dargestellt. Deutlich sind einzelne Ringe im Toplayer erkennbar. Es handelt sich um eine 

Multilayerschicht aus unterschiedlichen ZrO2-Phasen, die durch Parametervariationen bei 

der Abscheidung erzeugt wurde. Diese Phasen konnten in röntgenografischen 

Untersuchungen identifiziert werden. 

Substrat 

Bild D-5: Kalotte einer ZrO2-Schicht, m-ZrO2 (monoklin), t-ZrO2 (tetragonal) 

Haftvermittler Wolfram 

m- ZrO2 

t- ZrO2 

Nach der Schichtdickenbestimmung wurde die Haftfestigkeit mittels Scratchtest und 

Rockwelleindringtest untersucht. Bei den Scratchtests zeigte sich, dass teilweise ab 30 N 

am Rand der Scratche leichte Ausbrüche und Risse wahr zu nehmen sind.



400 

Weiterhin fiel auf, dass die Schichthaftfestigkeit bei Vergleich der einzelnen Phasen von 

ZrO2 untereinander variierte. So zeigten Schichten der tetragonalen Phase geringere 

kritische Lasten von 30N im Vergleich zur monoklinen Phase auf, die kritische Lasten von 

50N aufwies (Bild D-6). Die erreichte kritische Last bei der monoklinen Phase lag damit 

100% über der erreichten kritischen Last von Al2O3 aus dem vorigen Antragszeitraum. 

Wie sich in anwendungsnahen Untersuchungen und Modelltests zeigte, ist die erreichte 

Schichthaftung vollkommen ausreichend. 

50N 

Bild D-6: Scratchtest einer monoklinen ZrO2 Schicht 

ZrO2 Schicht auf 

Hartmetall 

Zur Bestimmung der Phasen wurde die Röntgendiffraktometrie eingesetzt. Im Rahmen der 

durchgeführten Versuchsreihe konnte mittels Röntgenbeugungsspektren nachgewiesen 

werden, dass alle vier Phasen von ZrO2 erzeugt wurden (Bild D-7). Zum einen traten bei 

niedrigen Sauerstoffvolumenströmen Schichten mit hohen metallischen Anteilen auf, zum 

anderen bildeten sich bei hohen Sauerstoffvolumenströmen Schichten mit ausschließlich 

monokliner Phase. Zwischen diesen beiden Extremen befindet sich ein extrem kleines 

Prozessfenster, in dem Schichten aus tetragonaler Phase oder Mischphasen, bestehend aus 

monokliner und tetragonaler Phase, in Erscheinung traten. Alle Phasen zeichneten sich 

durch hohe Kristallinität aus. Dadurch konnte die chemische Beständigkeit entscheidend 

verbessert werden, da im vorigen Antragszeitraum mittels DC-Magnetron Sputtern 

großteils nur amorphe Schichten abgeschieden wurden.

1-11-04-03: 



401 

1Pa; 1,76 sccm O2 (2%); 

350°C 

1-23-06-03: 

0,3Pa; 1,7 sccm O2 (7%); 

350°C 

2-16-04-03: 

Bild D-7: Röntgenographische Untersuchung der mit ZrO2 beschichteten Probe nach 

der Grazing-Incidence Methode 

Die Sauerstoffabhängigkeit der Phasenausbildung konnte auch mit einer GDOES-Analyse 

nachgewiesen werden. In dem durch die GDOS ermittelten Tiefenprofil wurde der Aufbau 

des Schichtsystems sichtbar. An das Substrat, mit nahezu 100% Eisen, schließt sich der 

Haftvermittler Wolfram an (Bild D-8). Anschließend folgt ein Bereich, in dem die Zirkon- 

und Sauerstoffanteile sehr schnell ansteigen. Dieser Bereich stellt die Zirkoniumdioxidschicht 

dar.



402 

Intensität[%] 


100 

80 

60 

40 

20 

Zr 

O 

metallisch 

0 

0 2 4 6 8 10 

100 

80 

60 

40 

20 

monoklin 

O 

Zr 

Tiefe [µm] 

W Fe 

0 

0 2 4 6 8 10 

Tiefe [µm] 

W 

Fe 



100 

80 

60 

40 

20 

100 

80 

60 

40 

20 

tetragonal & monoklin 

O 

Zr 

0 

0 2 4 6 8 10 

tetragonal 

O 

Zr 

Tiefe [µm] 

0 

0 2 4 6 8 10 

Tiefe [µm] 

Bild D-8: Chemische Zusammensetzung der ZrO2 Schicht über der Schichtdicke 

Aus Bild D-8 sind Unterschiede zwischen den verschiedenen Phasen erkennbar. Bei der 

Betrachtung der relativen O:Zr-Verhältnisse fällt auf, dass die monokline Phase ein 

offensichtlich größeres O:Zr-Verhältnis aufweist als die tetragonalen Phase. Bei direkter 

Berechnung der Verhältnisse aus den Atomprozenten wurde das O:Zr-Verhältnis der 

monoklinen Phase auf 2.6 und das der tetragonalen Phase auf 1.9 bestimmt. 

Da sich die Kristallstrukturen, monoklin, tetragonal und kubisch, von ZrO2 auf das stöchiometrisch 

zusammengesetzte Molekül beziehen und somit eigentlich vom Sauerstoffgehalt 

unabhängig sein sollten, bleibt die Frage offen, ob die hier bezeichnete tetragonale Phase 

nicht vielleicht ein hochtemperaturstabiles unterstöchiometrisches Zirkoniumdioxid ist, mit 

einem dem tetragonalen Zirkoniumdioxid sehr ähnlichem Netzebenenabstand 

(Röntgendiffraktometrie). Da jedoch die Ergebnisse der Röntgendiffraktometrie auf 

tetragonales Zirkoniumdioxid schließen lassen und die Ergebnisse der anwendungsnahen 

W 

W 

Fe 

Fe



403 

Test ebenfalls Eigenschaften des tetragonalen Zirkoniumdioxids bestätigen, handelt es sich 

mit hoher Wahrscheinlichkeit um tetragonales Zirkoniumdioxid. Festzustellen ist, dass 

eine hochtemperaturstabile Phase abgeschieden worden ist. In den nachfolgenden 

Ergebnissen konnte nachgewiesen werden, dass diese Phase keine polymorphen 

Umwandlung bei erhöhten Einsatztemperaturen aufweist. Durch den Pulseinsatz beim 

Magnetron Sputtern konnte sowohl die Schichtrate erhöht und damit dickere Schichten 

abgeschieden werden, als auch die Kristallinität und damit die chemische Beständigkeit 

verbessert werden. In Tabelle D-2 ist eine Übersicht über die durchgeführten 

Beschichtungen und die Untersuchungsergebnisse dargestellt. 

Schichtbezeichnung O2- 

Anteil 

O2- 

Fluß 

[sccm] 

Prozessdruck 

Zeit 

[min] 

Substrattemperatur 

2-08-04-03 5% 3,99 1 Pa 90 150 °C 

Krit. 

Last 

[N] 

Härte 

[GPa] 

1-08-04-03 5 3,96 1 Pa 90 350 °C 30N 14 270 

1-09-04-03 5% 3,94 1 Pa 90 560 °C 

1-11-04-03 2% 1,76 1 Pa 90 350 °C 30 

N 

1-14-04-03 3% 2,49 1 Pa 90 350 °C 

E- 

Modul 

[GPa] 

14 240 

1-15-04-03 4% 3,31 1 Pa 90 350 °C 60N 16 270 

3-24-06-03 5,50% 4,5 1 Pa 90 350 °C 40N 18 310 

2-14-04-03 6,50% 5,24 1 Pa 90 350 °C 30N 17 240 

2-09-04-03 7,50% 5,78 1 Pa 90 350 °C 30N 

2-24-06-03 4% 1,67 0,5 Pa 90 350 °C 30 

N 

19 270 

2-16-04-03 5% 2,07 0,5 Pa 90 350 °C 40N 15 270 

1-24-04-03 5,20% 2,16 0,5 Pa 90 350 °C 20N 13 250 

2-23-04-03 5,60% 2,34 0,5 Pa 90 350 °C 20N 16 280 

2-22-04-03 6,50% 2,69 0,5 Pa 90 350 °C 0N 15 260 

2-25-04-03 7,50% 3,03 0,5 Pa 90 350 °C 20N 16 300 

1-22-04-03 8% 3,25 0,5 Pa 90 350 °C 30N 17 300 

1-25-04-03 10% 3,95 0,5 Pa 90 150 °C 0 N 16 270 

1-28-05-03 5% 1,2 0,3 Pa 90 350 °C 30 13 240



404 

Schichtbezeichnung O2- 

Anteil 

O2- 

Fluß 

[sccm] 

Prozessdruck 

Zeit 

[min] 

Substrattemperatur 

Krit. 

Last 

[N] 

Härte 

[GPa] 

1-23-06-03 7% 1,7 0,3 Pa 90 350 °C 30N 20 290 

2-23-06-03 8,30% 2 0,3 Pa 90 350 °C 10N 19 290 

3-23-06-03 10,45% 2,5 0,3 Pa 90 350 °C 0N 15 270 

1-24-06-03 14% 3,25 0,3 Pa 90 350 °C 30N 16 260 

Tabelle D-2: Übersicht über das untersuchte Parameterfeld der ZrO2-PVD- 

Schichten und die Untersuchungsergebnisse 

2.3.1.1.2 Forschung und Entwicklung kristalliner Al2O3-Schichten mittels MSIP- 

PVD-Prozess unter Einsatz der Pulstechnik 

Aluminiumoxid zählt zu den wichtigsten oxidkeramischen Werkstoffen der heutigen Zeit. 

Seine hervorragenden Eigenschaften, wie chemische Inertheit und hohe mechanische 

Stabilität ermöglichen den Einsatz von Al2O3 Dünnschichten in vielerlei Anwendungen. 

Typische funktionelle Applikationen von Al2O3 sind /Maier 99, Petzhold 92/: 

Korrosions-/ Oxidationsschutzschichten 

Erosionsschutzschichten 

Verschleißschutzschichten 

Wärmedämmschichten. 

Ebenso wie Zirkoniumdioxid bildet Aluminiumoxid neben der thermisch stabilen - Phase 

eine Reihe von metastabilen Kristallstrukturen (Polymorphie) aus. Jede dieser Phasen 

zeichnet sich durch leicht veränderte Eigenschaften aus. Für Hochtemperaturanwendungen 

eignet sich die -Phase von Al2O3 durch die hohe Warmverschleißfestigkeit. Weiterhin 

weist die -Phase im Gegensatz zu amorphen Al2O3 eine höhere Härte und Rissbeständigkeit 

auf. Zur Ausbildung dieser Phase werden Temperaturen von über 500°C benötigt. Das 

Ziel dieser Arbeit war es, eine hochtemperaturstabile -Al2O3 Phase unter Einsatz der 

Pulstechnologie abzuscheiden, die bei Temperaturen um 500°C erzeugt wird. Das Ziel der 

Entwicklung eines Niedertemperaturprozesses sollte in einem gepulsten Magnetron Sputter 

Prozess umgesetzt werden /Schiller 93/. Mittels Pulstechnologie konnte eine reaktive 

kristalline Abscheidung von Al2O3 bei hohen Schichtraten realisiert werden. Gleichzeitig 

verbesserte der Einsatz von gepulsten Quellen die Prozessstabilität, da die Target- 

N 

E- 

Modul 

[GPa]



405 

vergiftung und damit eine mögliche Arc-Bildung reduziert bzw. unterdrückt wurden. Des 

Weiteren konnte die Prozesstemperatur bei vergleichbarer Leistungseinbringung zu einem 

DC-Prozess gesenkt werden. 

Bei der Umsetzung dieser Zielvorgaben wurden in verschiedenen Versuchsreihen die 

unterschiedlichen Parameter hinsichtlich ihres Einflusses untersucht. Dabei ergaben sich 

drei entscheidende Parameter: Druck, Temperatur und Sauerstoffpartialdruck. Der 

Sauerstoffpartialdruck bzw. der Sauerstofffluss übte den primären Einfluss auf die Schicht 

aus. Im Vergleich der Schichtstruktur und Schichtdicke im Zusammenhang mit dem Sauerstofffluss 

konnten drei Bereiche der Schichtbildung ermittelt werden. Bei Sauerstoffflüssen 

unter 3,9sccm wurden stets metallische oder amorphe Schichten mit hohen Schichtraten 

abgeschieden. Bei einer Steigerung des Sauerstoffanteils auf Flussraten von 3,9sccm bis 

6,2sccm wurden kristalline Al2O3 Schichten erzeugt (Bild D-7). Eine weitere Erhöhung 

des Sauerstoffflusses führte zu einem starken Abfall in der Schichtrate bedingt durch die 

Targetvergiftung und Funkenentladung. Die sich ausbildende Schichtstruktur war 

kristallin, aber im Vergleich zu Schichten des vorhergehenden Bereiches deutlich spröder 

und von geringerer Haftfestigkeit. Da die Haftfestigkeit der Schichten im Allgemeinen 

unzureichend war, wurden Versuche mit Haftvermittlern durchgeführt. Als Haftvermittler 

wurden Chrom, TiAl (75-25) und Wolfram untersucht. Mit Chrom als Haftvermittler 

konnten keine Verbesserungen der Haftfestigkeit erreicht werden. In Kombination mit 

Wolfram als Haftvermittler konnten gute Ergebnisse erzielt werden. Im Folgenden wird 

auf die Schichtentwicklung detailliert eingegangen und anhand der Ergebnisse der 

Oberflächenanalytik dokumentiert. Zur Grundcharakterisierung der Versuchsreihen 

wurden die gleichen Prüfungsverfahren angewandt wie bei der Schichtentwicklung des 

ZrO2. Zusätzlich wurden Nanointender-Untersuchungen mit in den Analyseplan mit 

aufgenommen. 

Der Kalottenschliff dient zur Überprüfung der Schichtdicke. Hier zeigte sich deutlich, dass 

der Sauerstoffpartialdruck bzw. der Sauerstofffluss starken Einfluss auf die Schichtdicke 

hatte. Mit zunehmenden Sauerstofffluss nimmt die Schichtdicke immer stärker ab 

(Bild D-9). Dies kann auf die zunehmende Targetvergiftung zurückgeführt werden. Bei 

niedrigen Sauerstoffflüssen machte sich zusätzlich auch ein Temperatureinfluss auf die 

Schichtdicke bemerkbar. Bei höheren Sauerstoffflüssen war kein Einfluss nachweisbar. 

Bei der Überprüfung, ob es eine Einwirkung des Drucks auf die Schichtdicke gibt, stellte 

sich allerdings eine solche Abhängigkeit heraus. Bei einem Druck von 1 Pa wurden die 

höchsten Schichtdicken erreicht (Bild D-10). Neben der Schichtdickenbestimmung kann 

das Schliffbild der Kalotte auch zur qualitativen Einordnung der Schichthaftung genutzt 

werden. In Bild D-11a und D-11b sind zwei Schliffbilder im direkten Vergleich 

dargestellt. Man erkennt deutlich in Bild D-11a Ausbrüche am Übergang 

Haftvermittler/Schicht, während der Übergang vom Substrat zum Haftvermittler keinerlei



406 

Anzeichen von Ausbrüchen aufweist. Hier ist die Haftung zwischen Schicht und 

Haftvermittler unzureichend. Die Anbindung des Haftvermittlers an das Substrat ist gut. 

Besser sind im Bild D-11b die einzelnen, scharfkantigen Übergänge zwischen 

Substrat/Haftvermittler und Haftvermittler/Schicht zu erkennen. Es sind keine Ausbrüche 

an den einzelnen Schichtübergängen zu erkennen. Dies lässt auf eine gute Haftfestigkeit 

des gesamten Schichtsystems schließen. 

Schichtdicke d [µm] 

20 

15 

10 

5 

0 

1Pa, RT 

1Pa, ~500°C 

0,5Pa; ~500°C 

1,3Pa; ~500°C 

0 5 10 15 

Fluss O2 [sccm] 

Bild D-9: Einfluss des Sauerstoffflusses auf die Al2O3 Schichtdicke 

Schichtdicke d [µm] 

10 

8 

6 

4 

2 

0 

0,2 0,4 0,6 0,8 1 1,2 1,4 

Druck p [Pa] 

Bild D-10: Einfluss des Drucks auf die Al2O3 Schichtdicke, konstanter O2-Fluss (4sccm)

a) b) 

Bild D-11a,b: Kalottenschliffe zweier Al2O3 Schlichten mit unterschiedlicher 

Anbindung Haftvermittler/Schicht 



407 

Zur Überprüfung der Haftfestigkeit und der mechanischen Stabilität wurden Scratchtests 

und Rockwelltests angewendet. Bei den hier beschriebenen Versuchen lag der Startwert 

der Belastung bei 10 N und wurde nun kontinuierlich in 10N Schritten gesteigert. Die 

höchste erreichte kritische Last betrug 90N (Bild D-12). Die Al2O3-Schicht, die diesen 

Wert erreichte, war mit einem Haftvermittler aus Wolfram abgeschieden worden. Die 

Rockwelltests bestätigten die Ergebnisse der Scratchtests teilweise. Anfänglich lagen die 

Haftklassen bei 4-6. Die Haftung wurde im Verlauf der Entwicklung um mehr als 150% 

auf eine Haftfestigkeit der Klasse 1 verbessert (Bild D-13). 

90N 

Bild D-12: Scratchtest -Al2O3 Schicht bei einer Last von 90 N 

Al2O3 Schicht auf 

Hartmetall



408 

Bild D-13: Rockwelleindruck bei 150 N Last Haftklasse 1 

Nachfolgend wurden die Materialeigenschaften E-Modul und Härte mit einem 

Nanoindenter bestimmt. Der Nanoindenter ermöglicht es durch eine geringe Eindringtiefe 

des Berkovich-Indenters die Schichteigenschaften ohne Substrateinflüsse zu messen. Die 

Messungen ergaben, dass der Sauerstofffluss die Schichtcharakteristik deutlich beeinflusst. 

Mit zunehmendem Sauerstoffanteil konnte erst eine Härtezunahme verzeichnet werden bis 

zu einem Härtemaximum. Die Maximalwerte der Härte konnten bei Schichten nachgewiesen 

werden, die mit einem Sauerstofffluss von 4,8-6,2sccm abgeschieden worden 

waren. Bei höheren Sauerstoffflüssen nahm die Härte wieder ab. Der Temperatureinfluss 

auf die Schichteigenschaften war ebenfalls mit dem Nanoindenter nachweisbar. Mit 

steigender Substrattemperatur stieg auch die Härte an. Bei ca. 400°C konnte ein Anstieg 

der Härte beobachtet werden. Dieser Anstieg kann auf eine Änderung des Gefüges zurückgeführt 

werden. Durch die Erhöhung der Temperatur wird die Ausbildung kristalliner 

Phasen wahrscheinlicher. Abschließend wurde noch der Druckeinfluss auf die Härte 

untersucht. Es zeigte sich, dass mit zunehmenden Druck die Härte abnimmt. Einen 

Gegenüberstellung von Beschichtungsparametern und erreichten Härtewerten ist 

Tabelle D-3 zu entnehmen. 

Des Weiteren wurden die abgeschiedenen Schichten mittels Rasterelektronenmikroskopie 

untersucht. Dabei wurden Aufnahmen von Bruchflächen der Proben angefertigt 

(Bild D-14a,b). Anhand der Aufnahmen kann der Grad der Kristallinität der untersuchten 

Schichten bestimmt werden. In Bild D-14a ist der Unterschied zwischen kristallinem 

Wolfram-Interlayer und amorphem Al2O3-Toplayer gut zu erkennen. Durch Änderung des 

Betriebspunktes konnte die kristalline Abscheidung von Al2O3 ermöglicht werden 

(Bild D-14b). Mit rasterelektronenmikroskopischen Untersuchungen kann eine erste 

Überprüfung der vorliegenden Schichtstrukturen durchgeführt werden, da hierbei visuell 

zwischen amorphem und kristallinem Schichtaufbau unterschieden werden kann. Einen 

endgültigen Beweis ob ein amorpher oder kristalliner Schichtaufbau vorliegt, kann nur mit 

Hilfe der Röntgendiffraktometrie geführt werden.



409 

Die genaue Phasenzusammensetzung der kristallinen Schichten konnte mittels Röntgendiffraktometrie 

ermittelt werden, wohin gegen sich amorphe Schichten röntgenamorph 

verhalten. 

a) amorph b) kristallin 

Bild D-14a,b: REM Aufnahme einer amorphen und einer kristallinen Al2O3- 

Schicht 

Daher ist für die Schichtentwicklung die wichtigste Untersuchung die Röntgendiffraktometrie, 

da mit der Röntgendiffraktometrie die Kristallstruktur und die Schichtzusammensetzung 

der kristallinen Schichten überprüft werden können. Das Ziel der 

Schichtentwicklung war die Stabilisierung der -Phase von Al2O3. Die einzelnen Phasen 

von Al2O3 können durch die Reflexe im Messschrieb des Röntgendiffraktometers 

unterschieden werden. Für die abgeschiedenen Schichten konnten deutliche Reflexe der 

Gitterebenen (311) und (440), die dem -Al2O3 zugeordnet werden, nachgewiesen werden 

(Bild D-15). Somit wurde das Ziel eine kristalline -Al2O3 Phase bei Temperaturen um 

500°C abzuscheiden erreicht. In Tabelle D-3 ist eine Übersicht über das untersuchte 

Parameterfeld, sowie die Untersuchungsergebnisse dargestellt. 

cps a.u. 

1000 

1000 

Bild D-15: Messschrieb einer Röntgendiffraktometermessung von –Al2O3



410 

Kurzz. O2 

[sccm] 

Reihe 1 

Heizung 

[°C] 

Dicke 

[µm] 

Ar O2% Druck 

[Pa] 

Härte E- 

Modul 

Krit. Last 

[N] 

Haftvermittler 

C9 3,07 - 18,24 62 5 1 8,2 133,6 30 ohne 

C18 4,04 - 4,22 75 5,5 1 10,4 195 bei 60N 

plast. 

Def. 

C10 4,8 - 1,545 60,7 8 1 12,3 185,9 10 ohne 

C8 5,44 - 1,44 55 10 1 8,3 161 10 ohne 

C7 7,65 - 1 52,1 15 1 9,45 205 10 ohne 

C6 11,12 - 1,4 55,1 20 1 8,6 156 10 ohne 

Reihe 2 

C19 4 470 8,58 81,2 5 1 15 245 20 W 

C20 4,39 470 1,59 68,3 6,5 1 31 440 90 (bei 

40N 

plast. 

Def.) 

C21 5,53 470 1,326 69,9 8 1 37 440 80 (bei 

40N 

plast. 

Def.) 

C13 6,21 525 1,16 62,8 10 1 22,75 258 bei 30N 

plast. 

Def. 

W 

W 

W 

Ti-Al 

C17 7,65 525 1,09 52,1 15 1 19,16 265,5 10 Ti-Al 

C16 8,72 600 0,98 58,7 15 1 17,3 254,4 20 Cr 

C23 12,15 470 0,732 61,2 20 1 23,6 327,6 10 W 

C14 9,02 600 0,5 60,4 15 1 17,6 307 20 Cr 

Reihe 3 

C24 3,71 470 0,714 30,1 12,5 0,5 20,93 262 40 

(Rissnetzwerk) 

W

Kurzz. O2 

[sccm] 

Heizung 

[°C] 

Dicke 

[µm] 

Ar O2% Druck 

[Pa] 

Härte E- 

Modul 



411 

Krit. Last 

[N] 

C26 3,2 470 2,887 40,5 8 0,5 25 370 20 W 

C22 3,91 470 1,5 39,7 10 0,5 22,5 326,7 50 (bei 

20N 

plast. 

Def.) 

C25 5,67 470 0,86 38,1 15 0,5 26,3 331,5 20 W 

C31 6,5 470 0,744 37,6 17,5 0,5 17 291 20 W 

Reihe 4 

C30 4 470 2,849 93,7 4,3 1,3 9,6 218 bei 60N 

plast. 

Def. 

C29 5,18 470 2,448 104,4 5 1,3 7 220 50 W 

C28 6,07 470 1,251 94,4 6,5 1,3 22 320 20 W 

C27 7,73 470 1,079 98 8 1,3 19 310 20 W 

Tabelle D-3: Übersicht über das untersuchte Parameterfeld der Al2O3-PVD- 

Schichten und die Untersuchungsergebnisse 

Zusammenfassend kann festgehalten werden, dass eine kristalline, hochtemperaturstabile 

-Al2O3 abgeschieden wurde. Vergleichbar zum Zirkoniumdioxid konnte durch den 

Pulseinsatz beim Magnetron Sputtern die Schichtrate deutlich erhöht werden und eine rein 

kristalline Schicht abgeschieden werden. Damit wird auch hier die chemische Beständigkeit 

der Schicht wesentlich verbessert. In den weiteren Versuchen erwiesen sich diese 

Schichtsysteme den Anforderungen gewachsen. Daher wurde eine Weiterentwicklung des 

Spinell MgAl2O4 nicht weiter verfolgt. Die Umsetzung dieses Schichtsystems auf einen 

reaktiven gepulsten Prozess gestaltet sich sehr komplex, da es sich bei dem Spinell 

MgAl2O4 um ein Aluminiumoxid, in das MgO-Moleküle eingelagert sind, handelt. 

Dadurch ist diese Verbindung hochtemperaturstabil und sehr verschleißfest. Durch die 

Abscheidung einer hochtemperaturstabilen Al2O3-Phase können ähnliche Eigenschaften 

erreicht werden. Die hohe chemische Inertheit konnte durch die hochtemperaturstabile 

ZrO2-Phase realisiert werden. Damit können mit diesen Schichtsystemen alle 

Anforderungen erfüllt werden. 


W 

W



412 

2.3.1.2 Thermisches Spritzen 

2.3.1.2.1 Entwicklung der Prozessroute Thermisches Spritzen mit anschließendem 

heißisostatischen Pressen 

Für die Umsetzung der neuen Prozessroute „Thermisches Spritzen in Kombination mit 

einer anschließenden Schichtnachverdichtung“ wurde das im vorigen Berichtszeitraum 

begonnene Werkstoffscreening fortgeführt. Mit dieser Entwicklung wurde der Forderung 

nach dickeren Schichten im Bereich von 30 - 50µm Folge geleistet, da Thermisches 

Spritzen im Gegensatz zu PVD-Verfahren diese Schichtdicken ermöglicht. Ein weiterer 

Vorteil von thermisch gespritzten Schichten liegt in der höheren Thermowechselbeständigkeit 

dieser Schichten. Die höhere Thermowechselbeständigkeit ist durch die Porosität 

thermisch gespritzter Schichten und ihrem niedrigem E-Modul gegeben. Allerdings wird 

für die Anwendung im Thixoforming neben der Thermowechselbeständigkeit auch eine 

niedrige Porosität gefordert, da durch eine hohe Porenanzahl die Oberfläche zunimmt und 

damit sich die Angriffsfläche für korrosiven und erosiven Verschleiß vergrößert wird. 

Gleichzeitig werden auch Anhaftungen bzw. Anklebungen durch die raue Oberfläche 

ermöglicht. Daher sollen die thermisch gespritzten Schichten in einem heißisostatischen 

Prozess nachverdichtet werden, um die Porosität zu reduzieren. Der E-Modul der 

Schichten wird in diesem Nachverdichtungsprozess erhöht und somit die Thermowechselbeständigkeit 

wiederum gesenkt. Durch entsprechende Schichtauswahl und Anpassung der 

beiden Prozesse aufeinander soll ein Kompromiss zwischen guter Thermowechselbeständigkeit 

und niedriger Porosität realisiert werden. Weitere Anforderungen an das zu 

entwickelnde Schichtsystem sind eine geringe Klebneigung mit Stahl, gute Wärmedämmung 

des Werkzeugmaterials und Schutz vor Verschleiß und Korrosion. Die gute 

Wärmedämmung kann entweder durch eine Wärmeisolation oder durch dicke Schichten 

realisiert werden. Die Kombination beider Ansätze ist mit dem Einsatz des Thermischen 

Spritzens praktikabel. 

Damit ergeben sich einige Voraussetzungen hinsichtlich der Werkstoffauswahl. Die 

Anforderungen der Thermowechselbeständigkeit, geringe Klebneigung, gute Wärmedämmung, 

Korrosions- und Verschleißschutzes sind für die Auswahl der Schichtmaterialien 

relevant. Oxidkeramische Schichten erfüllen das geforderte Anforderungsprofil. 

Sie sind chemisch inert und formbeständig bei hohen Temperaturen. Durch ihre 

guten mechanischen Eigenschaften, wie z.B. hohe Härte, zählen keramische Schichten zu 

den Hartstoffschichten, die vor Allem im Bereich des Verschleißschutzes eingesetzt 

werden. Zudem haben sich keramische Schichten bereits in Werkzeuganwendungen beim 

Thixoforming von Leichtmetallen bewährt und eine Übertragung auf die Stahlformung ist 

sehr wahrscheinlich. Daher wurden verschiedene oxidkeramische Beschichtungswerkstoffe 

wie Aluminiumtitanat /Khor 95/, Magnesiumzirkonat und Zirkonsilikat ausgewählt 

/Giannis 97/, da diese Materialien am ehesten dem Anforderungsprofil entsprechen.



413 

Beispielhaft werden für die eben genannten Oxidkeramiken jeweils eine herausragende 

Eigenschaft stellvertretend genannt. Aluminiumtitanat zeichnet sich besonders durch die 

hohe Thermowechselbeständigkeit aus, was durch den hohen Ausdehnungskoeffizient 

dieses Werkstoffs erklärbar ist. Magnesiumzirkonat besitzt ebenfalls eine hohe Thermowechselbeständigkeit 

und Zirkonsilikat zeichnet sich durch die hohe Warmhärte aus. 

Die Auswahl der Substrate ist durch die eingesetzten Werkstoffe bei der Werkzeugfertigung 

für Thixoforminganwendungen begrenzt. Für das erste Werkstoffscreening 

wurde eine Molybdän-Basislegierung (TZM), ein Edelstahl (1.4301) /Kapranos 96/ und der 

Warmarbeitsstahl 1.2999 ausgewählt. Der Warmarbeitsstahl 1.2999 zeichnet sich durch 

einen erhöhten Molybdängehalt aus. Dadurch werden ein stark verbesserter Warmverschleißwiderstand 

und deutlich erhöhte Warmfestigkeit, sowie eine höhere Wärmeleitfähigkeit 

im Vergleich zum Warmarbeitsstahl 1.2343 erreicht. Diese Materialien sind 

bereits in den ersten Antragzeiträumen verwendet worden. Damit ist eine gute Vergleichbarkeit 

mit den Ergebnissen der bereits existierenden Schichtsysteme gegeben. Als 

eventuelle Haftvermittler können nur solche Schichtmaterialien eingesetzt werden, die 

sowohl eine gute Haftung mit dem Substrat - den Werkzeugmaterialien – als auch mit dem 

Schichtsystem eingehen. Bei den Versuchen kamen Ni-basierte Legierungen zum Einsatz. 

Die im ersten Werkstoffscreening untersuchten Werkstoffe sind nochmals detailliert in 

Tabelle D-4 und D-5 dargestellt. 

TZM Stahl (1.2343) Stahl (1.2999) 

E-Modul (GPa) 320 197 210 

Zugfestigkeit (MPa) 560-1150 505 1990 

Dichte (g/cm3) 10.22 8 7.8 

Schmelzpunkt(°C) 2500-2600 1427 

Ausdehnungskoeffizient bei 20-100°C 

(*10-6/K) 

5.3 17.3 11 

Wärmeleitfähigkeit bei RTP (W/mK) 126 16.2 24.6 

Tabelle D-4: Substratmaterialien



414 


Schichtmaterial 

Werkstoff chemische 

Zusammensetzung 

Pulver Korngröße 

(µm) 

Ni+20wt% Cr NiCr (HV) Amdry 453.5 -51+21 

NiAlTaCr NiAlTaCr (HV) Amperit 943.01 -45+10 

Ni5Mo5Al Ni5Mo5Al (HV) Metco 447NS -90+45 

WC+17wt%Ni WCNi Amperit 545.3 -45+5.6 

Al2O3+13wt%TiO2 Al2TiO5 Amperit 744.1 -45+22.5 

Al2O3+3wt%TiO2 Al2TiO5 Amdry 6260 -45+22 

ZrO2 +7wt%Y2O3 Y2ZrO5 Amperit 827.7 -90+16 

ZrO2 +40wt%SiO2 ZrSiO4 Amperit 840.1 -45+22.5 

ZrO2 +24wt%MgO Mg2Zr5O12 

Metco 210NS-1-G -75+11 

Mg. aluminate MgAl2O4 170 spinel -40+15 

Al. titanate black Al2TiO5 HW 1040 -25+5 

Tabelle D-5: Schichtmaterialien und Haftvermittler 

Bei diesem ersten Screening stand die prozesstechnische Umsetzung des Thermischen 

Spritzens im Vordergrund. Entscheidende Parameter sind hierbei die thermische 

Leitfähigkeit sowie die Wärmeausdehnung der Werkstoffe des Schichtsystems. Das 

Problem der großen Differenz der Wärmeausdehnungskoeffizienten zwischen den Haftvermittlermaterialien 

und den aufgespritzten keramischen Schichten führte auch zu einer 

Einengung der Haftvermittlerauswahl. In Querschliffen zeigten sich Risse im Interlayerbereich, 

wenn die Haftvermittler auf TZM abgeschieden wurden. Nur der Haftvermittler 

Ni5Mo5Al zeigte keinerlei Anzeichen der Rissbildung. Dieser Haftvermittler wurde in den 

nachfolgenden Untersuchungen weiterverwendet. Bei der Bewertung der Schichtmaterialien 

konnten ebenfalls einige Materialien ausgeschlossen werden. Ausschlusskriterien 

waren geringe Haftung, hohe Porosität und die Gefügestruktur. Des Weiteren 

erwies sich ein Pulver (Al titanate black, HW 1040) als nicht handhabbar. Klumpenbildung 

des Pulvers und schlechtes Aufschmelzverhalten führte zu nicht reproduzierbaren 

Schichten. Die weiter untersuchten Werkstoffsysteme sind in Tabelle D-6 aufgeführt.



415 

Werkstoff Pulver Korngröße (µm) 

Haftvermittler Ni5Mo5Al Metco 447NS -90+45 

Schichtmaterial 

Al2O3+13wt%TiO2 Amperit 744.1 -45+22.5 

Al2O3+3wt%TiO2 Amdry 6260 -45+22 

ZrO2 +7wt%Y2O3 Amperit 827.7 -90+16 

ZrO2 +40wt%SiO2 Amperit 840.1 -45+22.5 

ZrO2 +24wt%MgO Metco 210NS-1-G -75+11 

Mg. aluminate 170 spinel -40+15 

Tabelle D-6: Matrix der Werkstoffsysteme nach dem 1. Screening 

Die nachfolgenden Untersuchungen überprüften, ob das Anforderungsprofil der Thixoforminganwendung 

von den Schichtsystemen erfüllt wurde. Dazu wurden Auslagerungsversuche, 

Thermoschocktests und Benetzungsversuche durchgeführt. 

Für die Auslagerungsversuche wurde auf die beschichteten Proben jeweils eine Ronde aus 

HS-6-5-2 (Schnellarbeitsstahl) gelegt und mit einer konstanten Last in direkten Kontakt 

gebracht. Dieses geschah im Vakuum bei einer Temperatur von 1200°C. Auf diesem Wege 

wurde überprüft, ob die Schichten mit dem festen Gegenkörper Reaktionen eingehen, ob es 

Korrosions-, Adhäsions- oder Diffusionsneigungen zwischen den kontaktierten Oberflächen 

gibt. Bei den Auslagerungsversuchen konnte festgestellt werden, dass die überprüften 

Schichtsysteme keinerlei Veränderungen aufwiesen (Bild D-16). 

100 µm 

Bild D-16: Probe nach Auslagerungsversuch 

Stahl HS 6-5-2 

WC+17wt%Ni Schicht 

1.2343



416 

Im Anschluss an die Auslagerungsversuche wurden Benetzungsversuche durchgeführt. 

Dazu werden eine unbeschichtete Referenzprobe und eine beschichtete Probe nebeneinander 

gelegt. Auf diese Proben wird mittig eine Ronde aus HS 6-5-2 gelegt, die im 

Vakuum über einen Elektronenstrahl aufgeschmolzen wird. Der flüssige Stahl verteilt sich 

je nach Benetzbarkeit auf die beiden Proben. In Bild D-17a wird das Prinzip der Versuchsanordnung 

beschrieben. Bild D-17b zeigt, dass keine Benetzung der beschichteten Proben 

stattfindet. Man kann deutlich erkennen, dass das flüssige Metall sich auf der 

unbeschichteten Probe fast vollkommen verteilt hat. Eine schlechte Benetzungsfähigkeit 

der beschichteten Proben ist erwünscht. Von einer schlechten Benetzung kann man auf 

geringe Klebneigung im Thixoformingprozess schließen. Alle untersuchten Schichtsysteme 

wiesen diese schlechte Benetzung auf. 

Elektronen- 

strahl 

uncoated 

sample 

Bild D-17a: Prinzipskizze Benetzungsversuch 

HS 6-5-2 

1.2999 

Bild D-17b: Probe nach Benetzungsversuch 

coated 

sample 

HS6-5-2 

Kühlung 

vacuum 

chamber 

ZrSiO 4 –TS- 

Schicht 

Mit das wichtigste Kriterium für ein erfolgreich angepasstes Schichtsystem ist die Thermowechselbeständigkeit. 

Sie lässt sich in Thermowechseluntersuchungen simulieren. Der 

Thermowechseltest wurde wie folgt durchgeführt. Die zu untersuchende Probe wurde mit



417 

einer Haltezeit von 240s im Ofen einer Temperatur von 1100°C ausgesetzt. Dieser Vorgang 

fand unter Atmosphäre statt. Anschließend wurde die erhitzte Probe innerhalb von 

30s auf 200°C abgekühlt. Dazu wurde Druckluft mit einem Druck von 2bar eingesetzt. 

Dies beschreibt einen Zyklus. Dieser Zyklus wurde nun so oft wiederholt bis die ersten 

Delaminationen eintraten. Die Ergebnisse dieser Versuche sind in Bild D-18 dargestellt. 

Demnach ist für diese Art von Belastung eine Beschichtung mit Mg2Zr5O12 besonders 

geeignet. Erst nach 250 Zyklen ist ein Rissnetzwerk auf der Oberfläche zu erkennen. 

Ungeeignet dagegen erscheint Al2TiO5, da bei dieser Beschichtung nach 100 Zyklen 

bereits ein Rissnetzwerk auftrat. 

Zykluszahl 

Bild D-18: Ergebnis Thermowechseltest 

Die verbliebenen Schichtsysteme entsprachen bisher nur den chemischen und thermischen 

Anforderungen, die an sie gestellt wurden. Dabei sind auch die mechanischen Eigenschaften, 

insbesondere die thermomechanischen Eigenschaften, ein wichtiger Aspekt 

dieser Werkstoffentwicklung, da insbesondere der Verschleiß am Thixoformingwerkzeug 

zu Ausfällen führt. Die thermomechanischen Eigenschaften der thermisch gespritzten 

Schichten wurden mittels modifiziertem Thermoschocktest am MCh und Hochtemperaturtribometertest 

ermittelt. 

Die Versuche auf dem Hochtemperaturtribometer wurden nach dem Ball-on-Disk Prinzip 

ausgeführt. Als Gegenkörper wurde eine 100Cr6 Kugel mit einem Durchmesser von 6mm 

genutzt. Der Gegenkörper wurde mit einer Last von 5N auf die rotierende Probe 

(Geschwindigkeit 5cm/s) in einem Abstand von 4mm vom Probenmittelpunkt gedrückt. 

Zur Bestimmung der thermomechanischen Belastung wurde die Probentemperatur dabei in 

verschiedenen Versuchen von Raumtemperatur RT auf max. 800°C variiert. Während des 

Versuchs wird automatisch der aktuelle Reibkoeffizient aufgenommen. Die Verschleißspur 

des Probenkörpers wurde anschließend mittels Laserprofilometer ausgemessen und der 

Verschleißdurchmesser der Kugel lichtmikroskopisch bestimmt. Anhand des 

volumetrischen Verschleißes können die Verschleißraten der Kontaktpartner bestimmt



418 

werden. Die Ergebnisse sind in Bild D-19 für die verschiedenen Temperaturen dargestellt. 

Aus Bild D-19 wird ersichtlich, dass Mg2Zr5O12 eine geringere Verschleißbeständigkeit im 

Vergleich zu ZrSiO4 besitzt. Im Zusammenhang mit den Ergebnissen der Thermoschocktests 

gesehen, führte das Ergebnis der Tribometertest dazu, dass zwei Schichtsysteme 

weiter verfolgt wurden: zum einen Mg2Zr5O12, das die bessere Thermowechselbeständigkeit, 

und zum anderen ZrSiO4, das besser die Verschleißbeständigkeit aufweist. 

Kugel Verschleißwert mm3/n/m * (10 -5 ) 

20 

15 

10 

5 

0 

Mg 2Zr 5O 12 

20 °C 200 °C 

400 °C 600 °C 

800 °C 

Al 2TiO 5 

ZrSiO 4 

Bild D-19: Verschleißraten im Tribometertest 

Neben dem Hochtemperatur-Tribometertest wurde der modifizierte Thermoschocktest am 

Lehrstuhl für Werkstoffchemie im Rahmen des Teilprojekts D3 auf einem eigens dafür 

entwickelten Prüfstand durchgeführt. Im Prüfstand wird die getestete Probe in einen Halter 

geklemmt. Ein auf 1200°C geheizter Gegenkörper wird zyklisch auf die Probe gepresst. 

Die Last beträgt dabei 78MPa bei einer Haltezeit von 5s. Zwischen Kontaktzeiten wird die 

Probe 10s lang in einer Stickstoffatmosphäre gekühlt. Der Gesamtzykluszahl umfasst aus 

500 Zykluswiederholungen. Mit Mg2Zr5O12 oder mit ZrSiO4 beschichtete Proben zeigten 

nach dieser Zykluszahl bei diesen Parametern weder Delaminationen noch 

Adhäsionserscheinungen. Daher eignen sich beide Schichtsysteme für eine Anwendung als 

mögliche Schutzschicht für ein Thixoforming-Werkzeug geeignet. 

Nachdem diese beiden thermisch gespritzten Schichtsysteme, Mg2Zr5O12 und ZrSiO4, die 

Versuche des Werkstoffscreenings erfolgreich bestanden hatten, wurde der Arbeitspunkt 

der Nachverdichtung für das weitere Vorgehen berücksichtigt. Hierbei wurden zwei 

Prozessstrategien überprüft. Neben der Verdichtung der Schichten durch heißisostatisches 

Pressen wurde auch der Anlassprozess untersucht. Auf diese Weise sollte der Effekt des 

Wärmeeinflusses herausgestellt werden. 

Scheibe Verschleißwert mm3/n/m * (10 -5 ) 

70 

60 

50 

40 

30 

20 

10 

0 

-10 

-20 

Mg 2Zr 5O 12 

20 °C 200 °C 

400 °C 600 °C 

800 °C 

Al 2TiO 5 

ZrSiO 4



419 

Die beiden Nachbehandlungen der thermisch gespritzten Schichten stellten sich im 

Einzelnen wie folgt dar: 

Das Anlassen erfolgte im Vakuum bei 800°C. Die Proben wurden innerhalb von vier 

Stunden auf eine Temperatur von 800°C gebracht und anschließend eine Stunde auf dieser 

Temperatur gehalten. Der nachfolgende Kühlprozess dauerte zwei Stunden. Dieser Zyklus 

wurde ein- bis dreimal durchlaufen. Das heißisostatische Pressen (HIP) wurde bei 1100°C 

unter einem Druck von 100MPa ausgeführt. Dazu wurden die Proben innerhalb von drei 

Stunden auf Temperatur gebracht. Der reine HIP Prozess dauerte sechs Stunden. 

Anschließend wurden die heißisostatisch gepressten Proben langsam auf Raumtemperatur 

abgekühlt. 

Um die Gefüge- und Phasenveränderungen der beiden Nachbehandlungen genauer charakterisieren 

zu können, wurden das verwendete Pulver, die gespritzte Schicht und die 

nachverdichteten Schichten mittels Röntgendiffraktometrie (XRD) untersucht. Des 

Weiteren wurden Querschliffe für lichtmikroskopische (LM) Untersuchungen angefertigt. 

Bereits anhand der Bilder der LM Untersuchungen (Bild D-20a-c) können deutliche 

Veränderungen in der Gefügestruktur der thermisch gespritzten Schichten ausgemacht 

werden. Gleichzeitig konnte mit diesen Bildern eine schematische Veränderung der 

thermisch gespritzten Schichten dargestellt werden (Bild D-20a-c).



420 

TS-Schicht 

Haftschicht 

Substrat 

ZrSiO4 ZrSiO4 ZrSiO4 

Ni5Mo5Al 

Ni5Mo5Al 

Ni5Mo5Al 

As sprayed angelassen HIP 

Bild D-20a-c: LM Bilder und Schemata thermisch gespritzter, angelassener 

und gehipter ZrSiO4 Schicht 

Die Unterschiede wurden in der XRD Analyse bestätigt. Demnach zerfällt das verwendete 

Pulver beim Thermischen Spritzprozess in stabile niedrigwertige Einzelkomponenten. 

Durch eine Nachbehandlung, wie Anlassen oder HIP verändert sich die Zusammensetzung 

der Schicht abermals. So zerfällt ZrSiO4 beim Thermischen Spritzen in ZrO2 und amorphes 

SiO2. Heißisostatisches Pressen dieser Schicht führt zu einer teilweisen Rekombination 

von ZrSiO4. Es bleibt allerdings ein Rest an ZrO2 bestehen (Bild D-22). Mg2Zr5O17 

durchläuft aufgrund seiner thermischen Beständigkeit bis 1120°C ± 10°C (Bild D-21) 

keine derartigen Umwandlungen.

Bild D-21: Phasendiagramm von ZrO2-MgO /Grain 67/ 



421 

ZrSiO4 Mg2Zr5O12 

cps 

gespritzt 

gespritzt&gehipt 

Pulver 

20 30 40 50 60 70 

2 

Bild D-22: XRD- Messschriebe von ZrSiO4 und Mg2Zr5O12 Schichten 

Durch die Nachbehandlung der thermisch gespritzten Schichten werden mit der Phasen- 

bzw. Gefügeveränderung auch die Eigenschaften der Schichtsysteme verändert. In Nanoindenteruntersuchungen 

konnte nachgewiesen werden, dass der E-Modul der thermisch 

gespritzten Schichten durch einen HIP Prozess nahezu verdoppelt werden konnte. Es 

konnte kein Härteverlust festgestellt werden.



422 

Wie sich die Nachbehandlung unter thermomechanischer Belastung auswirkte, kann 

anhand der Ergebnisse weiterer Thermowechseltests gezeigt werden. Dazu wurden 

angelassene und heißisostatisch gepresste Proben miteinander verglichen. Das Ergebnis 

war eindeutig. Angelassene Proben zeigten ein adhäsives Schichtversagen bei relativ 

niedriger Zyklusanzahl im Vergleich zu heißisostatisch gepressten Proben. Dagegen 

hielten heißisostatisch gepresste Proben mehr als die doppelte Zykluszahl aus. Das 

Schichtversagen dieser Proben war auch kein adhäsives, sondern kohäsives 

Schichtversagen. Es entstanden Risse in der Schicht (Bild D-23). Durch das Wachstum 

eines TGO (thermisch gewachsenes Oxid) kommt es zum Schichtversagen am Interface. 

ZrSiO4 

NiMoAl 

TGO 

1.2999 

Bild D-23: ZrSiO4 Schichtversagensbilder nach Zyklustest angelassen gegen HIP 

Im direkten Vergleich der thermisch gespritzten Schichten, die nicht behandelt wurden, zu 

den nachbehandelten Schichten konnte eine deutliche Verbesserung der Thermowechselbeständigkeit 

durch den Einsatz der Nachbehandlung mit dem Heißisostatischen Pressens 

erzielt werden /Suzuki 01/ (Bild D-24).

Zahl der Thermozyklenas 

1600 

1400 

1200 

1000 

800 

600 

400 

200 

0 

gespritzt mit Haftvermittler 

gespritzt und gehipt mit Haftvermittler 

Bild D-24: Ergebnis Thermozyklustest von plasmagespritzten Mg2Zr5O12 



423 

Diesen positiven Einfluss einer Nachbehandlung mittels HIP konnte auch im Stirnabzugversuch 

nachgewiesen werden. Der Stirnabzugversuch dient zur quantitativen Bestimmung 

der Haftzugfestigkeit thermisch gespritzter Schichten bei Zugbeanspruchung. Der Versuch 

(EN 582) gibt Aufschluss über die Schichtfestigkeit und der Haftung zwischen Spritzschicht 

und Grundwerkstoff. Neben diesen Kriterien können durch einen Stirnabzugversuch 

auch Rückschlüsse auf die Substratvorbereitung als auch den Spritzbedingungen 

im Prozess gezogen werden. In Bild D-25 ist schematisch eine vorbereitete Versuchsprobe 

dargestellt.



424 

Bild D-25: Schematische Darstellung einer Probe für den Stirnabzugversuch 

Die Ergebnisse der Untersuchungen sind in Bild D-26 dargestellt. Auch hier ist erkennbar, 

dass die Nachbehandlung mit dem Heißisostatischen Pressen eine Verbesserung der 

Haftzugfestigkeit im Vergleich zu unbehandelten, thermisch gespritzten Schichten bringt. 

Haftzugfestigkeit (MPa)a 

80 

70 

60 

50 

40 

30 

20 

10 

0 

gespritzt gespritzt, gehipt 

Bild D-26: Ergebnisse des Stirnabzugsversuchs

2.3.2 Aktivlöten 



425 

Die zentrale Herausforderung bei der Prozessentwicklung ist die Eigenspannungsreduzierung 

im keramischen Fügepartner. Dies liegt in den unterschiedlichen thermophysikalischen 

Eigenschaften der Fügepartner begründet. Insbesondere die unterschiedlichen 

E-Moduli und die verschiedenen thermischen Ausdehnungskoeffizienten 

spielen bei der Eigenspannungsinduzierung eine Rolle (s. Tabelle D-7). Besonders kritisch 

sind Zugspannungen, die im keramischen Fügepartner induziert werden. Diese 

Spannungen können oberhalb der Werkstofffestigkeit liegen und zum Bauteilversagen 

führen. Zur Reduktion dieser Eigenspannungen gibt es verschiedene Ansätze. Eine 

geeignete Werkstoffauswahl des Lotes, eine konstruktive Anpassung der Fügezonengeometrie, 

große Lötspaltbreiten oder eine angepasste Temperaturführung während des 

Lötprozesses können zur Eigenspannungsreduzierung führen. 

Werkstoff Dichte 

[g/cm³] 

E-Modul 

[GPa] 

Al2O3 3,9 380 8,5 

Si3N4 3,3 300 3,2 

TZM 10,22 320 5,3 

1.2343 7,8 210 11 

Tabelle D-7: Eigenschaften der untersuchten Grundwerkstoffe 

Wärmeausdehnungs- 

koeffizient 

[10 -6 K -1 ] 

Bei geeigneter Aktivlotauswahl kann ein Spannungsabbau durch eine duktile Fügezone 

erreicht werden. Dazu werden duktile Grundwerkstoffe wie Cu oder Ag bzw. deren 

Legierungen für die Lotentwicklung verwendet. Die höhere Duktilität führt zu einem 

Abbau thermisch induzierter Spannungen. Dies hat einen positiven Effekt, der sich in der 

Abkühlphase des Lötprozesses bemerkbar macht. Für die durchgeführten Untersuchungen 

wurden zwei Aktivlote auf Silber-Kupfer-Basis verwendet (s. Tabelle D-8). Als grenzflächenaktives 

Element war den beiden Lotsystemen Titan zugemischt. Um keine 

Versprödung der Fügezonen durch zu hohe Titangehalte zu erhalten, wurde ein maximaler 

Titangehalt von 3 Gew.% eingesetzt. Ag-Cu-Basislote zeichnen sich durch eine sehr hohe 

Duktilität aus. Gleichzeitig weisen diese Lote eine hohe Aktivität der 

Aktivlotkomponenten auf. Dadurch konnte eine verbesserte Benetzung der keramischen 

Komponente erzielt werden. In Untersuchungen der Fügezonen konnte die gute Anbindung 

zwischen keramischer und metallischer Fügekompenente nachgewiesen werden.



426 

Zusammensetzung Ag 

Gew.% 

Cu 

Gew.% 

In 

Gew.% 

CB1 72,5 19,4 5 3 

CB4 70,5 26,5 0 3 

Tabelle D-8: Ausgewählte Ag-Cu-Basisaktivlote 

Ti 

Gew.% 

Bei den Untersuchungen zeigte sich, dass der Spannungsabbau direkt von der Dicke der 

duktilen Fügezone abhängig ist. Daher wurde versucht, möglichst große Fügespalten zu 

realisieren. Da durch das Eigengewicht der Fügepartner der Fügespalt auf 300µm begrenzt 

ist, wurde versucht durch das Einbringen von Ni-Netzen einen breiten Fügespalt zu 

verwirklichen. Beabsichtigt war, dass damit durch die spannungsrelaxierende Wirkung 

eine Festigkeitssteigerung erzielt wird. Die Ni-Netze schmolzen in den Versuchen nicht 

auf, wurden jedoch vom Aktivlot infiltriert. Auf diese Weise konnten breite Fügespalten 

realisiert werden. Beispielhaft werden in den Bildern D-27a und b Si3N4- 

Aktivlotverbindungen dargestellt. In Bild D-27a handelt es sich um eine Verbindung aus 

Si3N4 mit TZM. Als Lot wurde hier CB4 eingesetzt. Bild D-27b zeigt eine Si3N4 

Verbindung mit dem Warmarbeitsstahl 1.2343. Diese Verbindung wurde ebenfalls mit dem 

Lot CB4 umgesetzt. 

a) Si3N4 - TZM b) Si3N4 – 1.2343 

Bild D-27: Lotverbindungen mit Si3N4 

Si3N4 

CB4 

TZM 1.2343 

2.3.3 Anwendungsbezogene Untersuchungen 

Im Folgenden werden die drei verschiedenen anwendungsbezogenen Versuchsergebnisse 

für die im obigen Teil beschriebenen Schichten dargestellt. Die Versuche beinhalten HT- 

Tribometeruntersuchungen, Korrosionstests und Stauchversuche, die jeweils von einem



427 

Teilprojektpartner für alle Teilbereichspartner durchgeführt wurden. Die Resultate der 

Tribometeruntersuchungen wurden vom Teilprojekt D1 ermittelt. Die Ergebnisse der 

Korrosionstest wurden vom Teilprojekt D2 bereitgestellt und die der Thermoschockversuche 

stammen vom Teilprojekt D3. 

2.3.3.1 Ball-on-disk Untersuchungen. 

Die Ball-on-Disk Untersuchungen wurden von WW für alle beteiligten Werkstoffverbunde 

und vollkeramischen Konzepte in Zusammenarbeit mit den Teilprojekten D2 und D3 

durchgeführt. Im Folgenden schließt sich eine Darstellung der Ergebnisse für die Schichten 

des Teilprojektes D1 an. Die Ergebnisse der beiden anderen Teilprojekte sind den 

jeweiligen Arbeits- und Ergebnisberichten zu entnehmen. 

In den beiden nachfolgenden Bildern D-28 und D-29 sind die Reibwertverläufe der 

verschiedenen Schichten bei zwei ausgewählten Temperaturen dargestellt, die im 

Teilprojekt D1 hergestellt wurden. Zu sehen sind die Reibwerte der beiden thermisch 

gespritzten Schichten, Mg2Zr5O12 und ZrSiO4, und der beiden PVD-Schichten, ZrO2 und 

Al2O3. 

Bild D-28: Reibwertverlauf bei 25°C 

Mg2Zr5O 

ZrSiO4 

Al2O3 

ZrO2 

Versuchsparameter 

Last: 5N 

Geschwindigkeit: 5cm/s 

Durchmesser: 5mm 

Probentemperatur: 25°C 

Gegenkörper: 100Cr6 

kein Schmiermittel



428 

Mg2Zr5O 

ZrSiO4 

Al2O3 

ZrO2 

Versuchsparameter 

Last: 5N 

Geschwindigkeit: 5cm/s 

Durchmesser: 5mm 

Probentemperatur: 500°C 

Gegenkörper: 100Cr6 

Bild D-29: Reibwertverlauf bei 500°C 

ki Sh i i l 

Bei beiden Versuchen wurde 100Cr6 als Gegenkörpermaterial gewählt, da dieser 

Werkstoff auch mit Thixoformingprozessen verarbeitet. Im Bild D-28 werden die 

Reibwertverläufe dieser vier Schichten bei Raumtemperatur abgebildet. Die beiden PVD- 

Schichten, ZrO2 und Al2O3, weisen einen sehr gleichmäßigen Reibwertverlauf um den 

jeweiligen Reibwertkoeffizienten der jeweiligen Schicht auf. Die thermisch gespritzten 

Schichten dagegen zeigen einen Reibwertverlauf, der mit einem niedrigen Reibwert 

beginnt und dann im Verlauf der Untersuchung ansteigt. Diese Reibwerterhöhung kann 

durch anhaftendes Material des Gegenkörpers, das auf die Beschichtung im Versuch 

aufgeschmiert wird, erklärt werden. Der stationäre Wert gegen Ende der Messung 

beschreibt dann das Reibverhalten des Gegenkörpermaterials gegen das aufgeschmierte 

Material. Bei den Versuchsergebnissen der Experimente bei 500°C Probentemperatur fällt 

auf (Bild D-29), dass die Reibwerte der beiden thermisch gespritzten Schichten im 

Gegensatz zu den Versuchen auf Raumtemperatur leicht gestiegen sind. Dagegen fällt der 

mittlere Reibwert von Al2O3 und ZrO2. Im Zusammenhang mit den Reibwertverläufen 

müssen auch die Verschleißraten der Schichten und der Gegenkörper, hier 100Cr6- Kugel, 

betrachtet werden. In den Bild D-30 und Bild D-31 werden die beiden Reibpartner 

getrennt betrachtet. Es sind jeweils die Verschleißraten für Raumtemperatur und für die 

500°C Versuche dargestellt.

4,00E-05 

2,00E-05 

0,00E+00 

-2,00E-05 

-4,00E-05 

-6,00E-05 

-8,00E-05 

-1,00E-04 

-1,20E-04 

-1,40E-04 

Bild D-30: Verschleißraten für die beschichtete Probe 

Verschleißrate [mm³/Nm] 

Verschleißrate [mm³/Nm] 

1,60E-04 

1,40E-04 

1,20E-04 

1,00E-04 

8,00E-05 

6,00E-05 

4,00E-05 

2,00E-05 

0,00E+00 

ZrO2 

ZrO2 

Al2O3 

Al2O3 

RT 

Bild D-31: Verschleißraten für den verwendeten Gegenkörper 

ZrSiO4 

ZrSiO4 

Mg2Zr5O1 

Mg2Zr5O1 



429 

Aus Bild D-30 wird deutlich, dass die beiden PVD-Schichten Verschleiß bei dem 

Raumtemperaturversuch aufweisen. Im Hochtemperaturversuch dagegen wird der 

ZrO2 

ZrO2 

Al2O3 

RT 500°C 

Al2O3 

ZrSiO4 

500°C 

ZrSiO4 

Mg2Zr5O1 

Mg2Zr5O1



430 

Gegenkörper auf den PVD-beschichteten Probekörpern aufgeschmiert. Durchweg konnte 

bei den thermisch gespritzten Schichten nur Aufschmierungen des Gegenkörpers 

beobachtet werden. Es traten keinerlei Verschleißerscheinungen dieser Schichten auf. Aus 

der Auswertung der Gegenkörper geht ganz klar hervor, dass alle Schichten den 

Gegenkörper verschleißen – mehr oder weniger ausgeprägt. Es wird deutlich, dass die 

PVD-Al2O3 Schicht zu einem geringeren Reibverschleiß des Gegenkörpers führt. Damit 

weist die PVD-Al2O3 Schicht im Vergleich mit den anderen Schichten einen besseren 

Verschleißschutz auf. Dagegen zeigt die PVD-ZrO2 Schicht eine geringere Anhaftung zu 

Stahl auf. Die Aufschmierung auf diese Schicht fiel bei den Untersuchungen am geringsten 

aus. Abschließend kann festgehalten werden, dass alle untersuchten Schichten den 

Versuchsbedingungen standhielten. 

2.3.3.2 Korrosionsuntersuchungen 

Um das Korrosionsverhalten der Beschichtungen bzw. der Werkstoffverbunde beurteilen 

zu können, wurden Korrosionsuntersuchungen der Beschichtungen mit flüssigen 

Schmelzen durchgeführt. Dabei wurden zwei verschiedene Untersuchungsmethoden in die 

Praxis umgesetzt. Die Korrosionsuntersuchungen wurden am GHI in Zusammenarbeit mit 

dem Teilprojekt D2 durchgeführt. Hier werden die Ergebnisse der im Teilprojekt D1 

hergestellten Werkstoffverbunde dargestellt. 

Durchgeführt wurden einerseits Tauchversuche mit beschichteten Stiften in flüssigen 

Schmelzen und andererseits Kontaktkorrosionsversuche, bei denen auf beschichtete 

Probenkörper Schnellarbeitsstahlproben fixiert wurden. Dieser Probenverbund wurde in 

einem Ofen positioniert und auf eine Temperatur von 1275°C aufgeheizt. Nach Erreichen 

der Temperatur, wurden die Proben 2 Stunden ausgelagert. Mit Aufheiz- und Abkühlzeiten 

ergibt sich eine Zykluszeit von 20-24 Stunden. Bei den Tauchversuchen wurden die 

beschichteten Stifte zyklisch mit hoher Geschwindigkeit in Schmelze getaucht und nach 

einer Verweilzeit von ca. 1 Sekunde wieder herausgeholt. Die Temperatur der Schmelze 

beträgt dabei 1600°C. Dieser Zyklus wird mehrmals durchlaufen. Im Anschluss an die 

Versuche wurden die untersuchten Werkstoffverbunde metallographisch präpariert und 

mittels REM untersucht. 

In Bild D-32a und b ist eine thermische Spritzschicht Mg2Zr5O12 nach den Tauchversuchen 

dargestellt. In Bild D-32a ist im oberen Bereich die anhaftende Stahlschmelze 

zu erkennen. Zwischen der Schmelze und der thermischen Spritzschicht ist keine Diffusion 

und kein Angriff durch die Schmelze feststellbar. In Bild D-32b ist die Probe an einer 

anderen Stelle aufgenommen worden. An dieser Stelle ist bei der Probenpräparation die 

anhaftende Schmelze abgeplatzt. Hier ist ebenfalls kein Angriff der Spritzschicht durch die



431 

Schmelze erkennbar. Die Haftung zum Grundwerkstoff ist durch den Kontakt zur Stahlschmelze 

nicht beeinträchtigt. 

a b 

Bild D-32: REM-Aufnahmen der Mg2Zr5O12 Spritzschicht nach den Tauchversuchen 

In Bild D-33a und b ist eine -Al2O3-Schicht mit TiAlN-Interlayer nach den 

Tauchversuchen dargestellt. Im oberen Teil der Abbildung ist die anhaftende Schmelze zu 

sehen. Auch hier ist kein Angriff an der Schicht durch die Stahlschmelze zu erkennen. In 

Bild D-33b ist die Beschichtung nach Entfernen der anhaftenden Schmelze dargestellt. Die 

Schicht weißt nach den Tauchversuchen keine Schädigung auf und verfügt über eine gute 

Haftfestigkeit zum Grundwerkstoff. 

a) b) 

Bild D-33: REM-Aufnahme der -Al2O3-Schicht mit TiAlN-Interlayer nach den 

Tauchversuchen



432 

In Bild D-34a und b sind die thermischen Spritzschichten ZrSiO4 (Bild D-34a) und 

Mg2Zr5O12 (Bild D-34b) nach den Kontaktkorrosionsversuchen dargestellt. Zwischen den 

Beschichtungen und der anhaftenden Schmelze ist keine Diffusion oder Schädigung der 

Schicht erkennbar. 

a) ZrSiO4 

b) Mg2Zr5O12 

Bild D-34: REM-Aufnahmen der ZrSiO4- und Mg2Zr5O12 Spritzschichten nach den 

Kontaktkorrosionsversuchen 

In Bild D-35 ist die Al2O3+TiAlN-PVD-Schicht nach den Kontaktkorrosionsversuchen 

gezeigt. Auch hier ist keine Beeinträchtigung der Schicht durch die Stahlschmelze 

erkennbar. Zusammenfassend kann festgestellt werden, dass die untersuchten Schichtsysteme 

den Versuchsbedingungen standhielten. 

Bild D-35: REM-Aufnahme der Al2O3-PVD-Schicht nach den Kontaktkorrosionsversuchen

2.3.3.3 Thermoschockuntersuchungen 



433 

Die Thermoschockuntersuchungen wurden in Zusammenarbeit mit dem Teilprojekt D3 am 

MCh für alle Teilprojekt durchgeführt. Diese Thermoschocktests wurden auf einem eigens 

dafür entwickelten Prüfstand durchgeführt. Dafür wird eine Flachprobe in einen Halter 

geklemmt. Anschließen wird ein heißer Gegenkörper (1200°C) auf die Probe gepresst. Die 

Parameter waren zum einen die Last (78MPa), die Haltezeit (5s), sowie die Pause 

zwischen den Kontaktzeiten (10s). In der Pause wird die Probe in einer Stickstoffatmosphäre 

gekühlt. Dieser Zyklus wurde 500 Mal wiederholt. Alle in Teilprojekt D1 

entwickelten Schichten wurden diesem Test unterzogen. Die gelöteten keramischen 

Panzerungen wurden diesem Test nicht unterzogen, da einerseits die vollkeramischen 

Werkzeuge (D2) untersucht wurden und andererseits bei gelöteten Werkzeugen nur die 

Wiederaufschmelztemperatur des Lotes von Interesse ist. Als Ergebnis ist festzuhalten, 

dass alle Schichten diesen Versuch einwandfrei überstanden. Es konnten weder 

Delamination noch Rissbildung innerhalb der Schichten festgestellt werden. Diese 

Feststellung ist sowohl für die thermisch gespritzten Schichten als auch für die mittels 

PVD abgeschiedenen Schichten gültig. Damit erfüllen alle eingesetzten Dünn- und Dickschichten 

die Anforderung der Thermowechselbeständigkeit, die für den Einsatz im Thixoformingwerkzeug 

erforderlich sind. 

2.3.3.4 Stauchversuch 

In Zusammenarbeit mit dem Projektbereich E „Formgebung“ wurden Stauchplatten für die 

Stahlformgebung beschichtet. Die beschichteten Stahl- und TZM-Platten wurden am IBF 

betriebsnah in Mittelserie getestet. Nach den Versuchen wurden die Platten mittels XRD, 

REM und EDX auf Veränderungen hinsichtlich Struktur und Zusammensetzung 

untersucht. Dabei konnten folgende Ergebnisse ermittelt werden: 

Es wurden 50 Stauchversuche mit folgenden Parametern durchgeführt. Die durchschnittlich 

aufgebrachte Last betrug 65kN. Dabei schwankte die Last der einzelnen 

Versuche, bedingt durch die unterschiedlichen Vorwärmtemperaturen der Proben, 

zwischen 45kN und 120kN. Die sich daraus ableitenden lokalen Spannungen überschreiten 

stellenweise die Nennlast von 65kN. Dadurch kam es bei den thermischen Spritzschichten 

zu lokalen Delaminationen, da die in Teilprojekt D3 ermittelte prozesstechnische 

Druckgrenze von 78MPa überschritten wurde. Die gemittelte Versuchstemperatur betrug 

1260°C. In Bild D-36 ist beispielhaft ein Kraft-Weg-Diagramm eines Versuches 

dargestellt. Für die Versuche wurden zylindrische Proben mit einem Ausgangsdurchmesser 

von 30mm und einer Höhe von 48mm auf eine Höhe von 38mm gestaucht (Bild D-36).



434 

Kraft, F [kN] 

Soll-Spannung, U [V] 

10 

0 

-10 

-20 

-30 

-40 

-50 

Versuchsverlauf des Stauchversuchs am IBF 

Wartezeit: 8,0 sec 

Stauchkraft 

Erwärmungssignal 

Stempelposition 

-60 

0 

252 253 254 255 256 257 258 259 260 261 262 263 264 

Messzeit während des Stauchens, ts [s] 

Bild D-36: Kraft-Weg-Diagramm eines Stauchversuchs 

10mm 

Bild D-37: Prinzip des Stauchvorgangs 

In den Bildern D-38 und D-39 sind PVD-beschichtete Proben nach den Stauchversuchen 

zu sehen. Die beiden mittels PVD abgeschiedenen Schichtsysteme erreichten ausgezeichnete 

Ergebnisse in den Stauchversuchen. Keiner der beiden Schichten konnten 

Abplatzungen nachgewiesen werden. Nach 50 Stauchversuchen zeigten sich an den mit 

ZrO2 beschichteten Stauchplatten nur minimale Spuren von anhaftendem, teilflüssigem 

Eisen (Bild D-38). Die Oberflächenrauheit der beschichteten Platten wurde nur minimal 

gesteigert. An den mit -Al2O3 beschichteten Stauchplatten konnte eine etwas stärkere 

Anhaftung von teilflüssigem Eisen beobachtet werden (Bild D-37). Allerdings in so 

100 

90 

80 

70 

60 

50 

40 

30 

20 

10 

Weg, s [mm]



435 

geringem Maße, dass beide Dünnschichten die Anforderung als Schutzschicht für ein 

Thixoformingwerkzeug in vollem Umfang erfüllen. 

Rauheit 

vorher: Ra= 0,05 

Element Atom-% 

Zr 44.11 

W 6.52 

O 41.15 

Fe 8.22 

nachher: Ra= 1,26 

Bild D-38: ZrO2 beschichtete Stauchplatte nach dem Einsatz, sowie deren EDX-Analyse 

Rauheit 

vorher: Ra= 0,81 

nachher: Ra= 5,88 

Element Atom-% 

Al 49.89 

Ti 7.27 

O 38.38 

Fe 8.22 

Bild D-39: Al2O3 beschichtete Stauchplatte nach dem Einsatz, sowie deren EDX-Analyse 

Die thermisch gespritzten Werkstoffverbunde (Magnesiumzirkonat und Zirkoniumsilikat) 

überstanden die Stauchversuche nicht einwandfrei. Den hohen Presskräften des Stauchversuchs 

(85-170MPa) hielten diese, teils porösen, Werkstoffe nicht stand. Die thermisch 

gespritzten Schichten wiesen kohäsives Versagen auf. Nach gezielten Untersuchungen 

konnte festgestellt werden, dass die Schicht an der Stelle höchster Porosität innerhalb der 

Schicht delaminierte (Bild D-40). Im modifizierten Thermoschockversuch des MChs wurde 

jedoch bereits bewiesen, dass thermisch gespritzte Schichten ein hohes Potenzial als 

Schutzschicht haben. In diesen Versuchen hielten die Schichten der thermomechanischen 

Druckbelastung von 78MPa stand. Daraus kann man schließen, dass die



436 

Werkstoffverbunde von der Druckbelastung durch die Porosität eingeschränkt sind. Somit 

ergibt sich die Fragestellung, ob es nicht angebracht ist, den Nachverdichtungsprozess zu 

verbessern, um so eine geringere Porosität zu erreichen. Dadurch würde aber die Thermowechselbeständigkeit 

negativ beeinflusst werden /Carton 95/. Aus den Stauchversuchen 

kann festgehalten werden, dass die Werkstoffverbunde eine prozesstechnische Grenze 

µm 30 

10 

-10 

-30 

31,3mm; 200P/mm 

10 20 30 

µm 30 

10 

-10 

-30 

31,3mm; 200P/mm 

10 20 30 

Warmarbeitstahl TZM 



437 

Bild D-41: Deformation der Substrate durch die Druckbelastung im Stauchvorgang 

2.3.4 Versuche am Realbauteil 

Zur Untersuchung der Tauglichkeit der thermisch gespritzten Schichten im realen Einsatz 

wurden zwei Werkzeugeinsätze aus Warmarbeitsstahl 1.2999 mit den beiden 

Schichtsystemen, ZrSiO4 und Mg2Zr5O12, beschichtet. Diese Einsätze wurden am GI in ein 

Formwerkzeug zur Herstellung eines T-Bauteils eingebaut. Der mit ZrSiO4 beschichtete 

Werkzeugeinsatz wurde in die feststehende Formhälfte eingebaut, der mit Mg2Zr5O12 

beschichtete in die bewegliche Formhälfte (Bild D-42). 

Mg2Zr5O12 beschichtet ZrSiO4 beschichtet 

Bild D-42: Beschichtete Werkzeugeinsätze aus 1.2999 vor den Formgebungsversuchen 

Anschließend wurden 50 Aluminium- und 5 Stahlformgebungszyklen ohne Trennmitteleinsatz 

mit diesem Werkzeug gefahren. In der anschließenden Begutachtung der Werkzeughälften 

konnten keinerlei optisch sichtbaren Schädigungen der beschichteten Einsatzflächen 

festgestellt werden. Lediglich der Kantenübergang wies geringfügige 

Abplatzungen auf (Bild D-43).



438 

Mg2Zr5O12 beschichtet ZrSiO4 beschichtet 

Bild D-43: Beschichtete Werkzeugeinsätze nach Formgebungsversuchen (Verfärbung 

durch verwendete Aufhärtpaste für Druckgießwerkzeuge verursacht) 

Dies kann aber durch veränderte geometrische Bedingungen und verbesserter Prozessführung 

beim Spritzprozess behoben werden. Es kann festgehalten werden, dass die 

Beschichtungen den Anforderungen dieses Prozesses offensichtlich gewachsen sind, da an 

der eigentlichen Belastungsfläche weder Risse noch Delaminationen auftraten. Ebenfalls 

ist die Thermowechselbeständigkeit der beschichteten Werkzeugeinsätze hervorragend. 

Als weitere positive Effekte sind bei dem Versuch mit beschichteten Werkzeugeinsätzen 

festgestellt worden, dass zum einen die hergestellten Bauteile eine hohe 

Oberflächenqualität aufweisen und es keinerlei Probleme bei der Entformung der 

hergestellten Bauteile gab. Daher haben sich die beiden thermisch gespritzten Schichtsysteme 

in den ersten Realversuchen bewährt.

2.4 Zusammenfassung und offene Fragen 



439 

In diesem Antragszeitraum wurden im Teilprojekt D1 neben weiterentwickelten PVD- 

Schichtsystemen auch Thermische Spritzschichten sowie keramische Panzerungen 

untersucht. Die entwickelten Werkstoffverbunde wurden dabei verschärften anwendungsnahen 

Tests unterzogen. Dabei wurde das Anforderungsprofil für Thixoformingwerkzeuge 

hinsichtlich der tribologischen, korrosiven und thermischen Belastungen simuliert. Die in 

diesem Antragszeitraum entwickelten Schichtsysteme sollen im folgenden 

Antragszeitraum auf Bauteile für eine Kleinserienfertigung übertragen werden. Dabei 

werden die Systeme dort eingesetzt, wo der Einsatz nach den in diesem Zeitraum 

durchgeführten Untersuchungen sinnvoll ist. Im Folgenden werden an den einzelnen 

Verfahrensvarianten die Arbeitsschwerpunkte für den beantragten Zeitraum erläutert. 

2.4.1.1.1 PVD 

Die PVD-Schichtsysteme Al2O3 und ZrO2 zeigten in den anwendungsnahen Untersuchungen 

bzgl. Reibwert, Korrosionsverhalten und Thermowechselbeständigkeit ihr 

Potential für den Einsatz in Thixoformingwerkzeugen. Weiterhin wurde durch die durchgeführten 

Stauchversuche deutlich, dass diese Dünnschichten die Anforderungen als 

Schutzschicht für Thixoformingwerkzeuge vollständig erfüllen. Im nächsten Antragszeitraum 

soll an diesen Schichtsystemen ein Upscaling auf eine industrielle Beschichtungsanlage 

durchgeführt werden. Damit wird es möglich, die Systeme auf komplexere 

Strukturen aufzubringen. Dabei muss der Kantenproblematik Beachtung gezollt werden. 

Weiterhin muss beim Übertrag auf komplexere Strukturen die Schichtdicken- und Schichtstrukturausbildung 

beachtet und untersucht werden. Die anhand dieser Kriterien 

übertragenen Schichten werden dann auf realere Bauteile aufgebracht und für die Kleinserienfertigung 

eingesetzt. 

2.4.1.1.2 Thermisches Spritzen 

Die thermischen Spritzschichten Mg2Zr5O12 und ZrSiO4 zeigten ebenfalls in den 

anwendungsnahen Untersuchungen ihr Potential für den Einsatz in Thixoformingwerkzeugen. 

Bei den Stauchversuchen wurde allerdings deutlich, dass diese teils porösen 

Schichten den hohen Presskräften nicht standhalten konnten. Daher werden diese Schichtsysteme 

in Bereichen eingesetzt werden, in denen geringere Kräfte auftreten. Im 

beantragten Arbeitszeitraum werden die thermischen Spritzschichten auf konvex gewölbte 

Oberflächen übertragen werden. Den sich dabei einstellenden Zugeigenspannungen der 

Schicht wird mit einer Erwärmung der Substrate entgegengewirkt. Beim Abkühlen des 

beschichteten Substrates werden sich dann in der Schicht Druckeigenspannungen



440 

einstellen. Die so eingestellten Schichten können dann ebenfalls auf Bauteile für die Kleinserienfertigung 

übertragen werden. 

2.4.1.1.3 Löttechnik 

Ausgehend von den Ergebnissen im Bereich der Herstellung von keramischen 

Panzerungen mittels Löttechnologie werden im nächsten Zeitraum die Bauteile mit Nickel 

metallisiert. Dadurch ist es möglich für die weiteren Untersuchungen Ni-Basislote zu 

verwenden. 

2.5 Schrifttum 

/Bach 02/ Bach F.W, Doege E., Kutlu I., Huskic 

Aktivlöten von keramischen Segmenten für den Einsatz in 

verschleißkritischen Bereichen von Schmiedegesenken 

Mat.-wiss. u. Werkstofftech., Vol. 33, (2002), 673-678 

/Bartzsch 00/ Bartzsch H., Frach P., Goedicke K. 

Anode effects on energetic particle bombardment of the substrate 

in pulsed magnetron sputtering; 

Surface and Coatings Technology 132 (2000) 244-250 

/Carton 95/ Carton J., Vannes A-B. and Vincent L. 

Basis of coating choice methodology in fretting 

Wear, Vol. 185, (1995), 47-57 

/Claussen 85/ Claussen N., Rühle M., Heuer A.H. 

Advances in Ceramics, Vol.12 

Science and Technology of Zirconia II 

1985, American Ceramic Society, Columbus OH 

/ElSawy 00/ ElSawy A.H., Fahmy M. F. 

/Giannis 97/ Giannis M. 

Brazing of Si3N4 ceramic to copper 

J. Am. Ceram. Soc., Vol. 83/3 (2000), 461-487 

Plasma sprayed zirconia based coatings for use as insulating layer 

in die casting 

1997, TMS Annual Meeting

Grain 67/ Grain C. F. 

Phaserelations in the ZrO2-MgO system 

J. Am. Ceram. Soc., Vol. 50/6 (1967), 288-290 

/Hannink 00/ Hannink R., Kelly P., Muddle A.H. 



441 

Transformation Toughening in Zirconia-Containing Ceramics 

J. Materials Processing Technology, Vol. 77 (1998) 266-272 

/Khor 95/ Khor K., Murakoshi Y., Takohoshi M., Sano T. 

Plasma spraying of titanium aluminide coatings- process 

parameters and microstructure 

Mat. Process. Techno., Vol.48 (1995) 413-419 

/Kapranos 96/ Kapranos P., Kirkwood D.H., Sellars C.M. 

/Kyrylov 03/ Kyrylov, O.; et al. 

/Maier 99/ Maier, H.R. 

/Petzhold 92/ Petzhold, A. 

/Schiller 93/ Schiller, S.; et al. 

/Sellers 98/ Sellers, J. 

Thixoforming high melting point alloys into non-metallics dies 

Proceedings of the 4 th International Conference on Semi-Solid 

Processing of Alloys and Composites, Sheffield, June 1996 

Deposition of alumina hard coatings by bipolar pulsed PECVD 

Surface & Coating Technology (2003), S. 203-207 

Leitfaden Technische Keramik, Werkstoffkunde II, Keramik 

4. Auflage, Selbstverlag, Aachen 1999 

Aluminiumoxid 

Deutscherverlag für Grundstoffindustrie, Leipzig, 1992 

Pulsed magnetron sputter technology 

Surface & Coatings Technology (1993), S. 331-337 

Asymmetric bipolar pulsed DC: the enabling technology for 

reactive PVD 

Surface & Coating Technology (1998) , Volume 98, Seiten 1245- 

1250 

/Suzuki 01/ Suzuki M., Inoue T., Sodeoka S.



442 

/Wong 96/ Wong M.S. et al. 

/Zum 92/ Zum Gahr, K. H. 

Study on zircon-based ceramic coating for high temperature 

oxidation resistant application 

Thermal Spray 2001, New surfaces for new millenium 

(Ed.) C. Berndt, K. Kohr und E. Lugscheider 

Pub. by ASM Int., Materials Park, Ohio, USA (2001), 49-54 

High-rate reactive d.c. magnetron sputtering of ZrOx coatings 

Surface & Coatings Technology, Vol. 86-87 (1996), S. 381-387 

Reibung und Verschleiß: Ursachen-Arten-Mechanismen 

Reibung und Verschleiß, DGM-Tagung, Essen, 1992

2.6 Veröffentlichungen 

A Reviewed Paper (der letzten drei Jahre) 



443 

Lugscheider, E.; Bobzin, K.; Hornig, T.; Maes, M. 

“Investigation of the residual stresses and mechanical properties of (Cr,Al)N arc 

PVD coatings used for semi-solid metal (SSM) forming dies”, Thin Solid Films, 

Volumes 420-421, 2 December 2002, Pages 318-323 

E. Lugscheider, N. Papenfuß-Janzen, M. Maes, R. Cremer, G. Erkens and S. 

Rambadt 

„Plasma Diagnostics of a (Cr,Al)N Magnetron Sputter Process on an Industrial 

Coating Unit Proceedings“, AEPSE 2003, JeJu Island, Korea, 2003 (wird reviewed) 

Kopp, R.; Lugscheider, E.; Hornig, Th.; Kallweit, J.; Seidl, I.; Maes, M.; 

„Forming Experiments and Die Development for Processing Steels in the Semi- 

Solid Range“ 5th ESAFORM, April 13-17, (2002), Krakow, Poland. International 

Journal of Forming Processes, vol. 7, N°1/2004 

J. -D. Kamminga, R. Hoy, G. C. A. M. Janssen, E. Lugscheider and M. Maes 

”First results on duplex coatings without intermediate mechanical treatment”, 

Surface and Coatings Technology, Volumes 174-175, September-October 2003, 

Pages 671-676 

Lugscheider, E.; Bobzin, K.; Hornig, T.; Maes, M. 

„Increasing the AlN amount in magnetron sputtered (Cr1-x,Alx)N PVD coatings for 

high temperature applications by means of pulsed power supplies“ ICMCTF’03, 

26.04.-02.05.(2003), San Diego, USA (wird reviewed) 

Lugscheider, E.; Bobzin, K.; Maes, M.; A. Abdel-Samad 

„PVD Oxide Coatings for the Use of Thixoforming of Steel”, Proceedings of the 8 th 

Semi Solid Processing of Alloys and Composites, Conference, Zypern, 2004 

R. Kopp, H. Shimahara, E. Lugscheider, K. Bobzin, M. Maes, A. Abdel-Samad, R. 

Telle, S. Münstermann, J. Schneider, D. Kurapov 

"Characterisation of Steel Thixoforming Tool Materials by High Temperature 

Compression Tests", Steel Research, 2004 

gemeinsame Veröffentlichung mit Teilprojekten E1, D2, D3 

E. Lugscheider, K. Bobzin, N. Papenfuß-Janzen, M. Maes, D. Parkot 

“Plasma Diagnostical Comparison of the MSIP Process of (Ti,Al)N with Pulsed and 

DC Power Supplies using Energy Resolved Mass Spectroscopy”, Proceedings 

ICMCTF, San Diego 2004



444 

B Patente 

C Dissertationen 

Hornig, T. 

„Entwicklung von Werkstoffverbunden für den Einsatz in Thixoformingwerkzeugen 

für die Aluminium- und Stahlverarbeitung“, Werkstoffwissenschaftliche 

Schriftreihe, Band 51, Hrsg.: Dr. techn. E. Lugscheider 

Etzkorn, A. 

„EB-PVD-Wärmedämmschichten für effusionsgekühlte Gasturbinenkomponenten 

und deren Charakterisierung“, Werkstoffwissenschaftliche Schriftreihe, Band 50, 

Hrsg.: Dr. techn. E. Lugscheider 

Papenfuß-Janzen, N. 

„Plasmadiagnostik des MSIP Prozesses mittels energiedispersiver 

Massenspektroskopie“, laufende Dissertation 

D Weitere Veröffentlichungen 

Lugscheider, E.; Bobzin, K.; Hornig, T.; Maes, M . 

„Increasing the lifetime of aluminium and magnesium pressure casting moulds by 

Arc Ion Plating PVD coatings” 6 th International Tooling Conference ITC Karlstad 

2002, Schweden, Proceedings Volume 2, ISBN 91-89422-82-1 

E. Lugscheider, K. Bobzin, T. Hornig, M. Maes, A. Abdel-Samad 

„Development, investigation and characterisation of new surface technologies for 

the use of semi solid metal forming of steel“ Proceedings of the 7 th S2P-Conference 

on Advanced Semi-Solid Processing of Alloys and Composites, Sept 25-27, 

Tsukuba, Japan, (2002), 385-390 

E. Lugscheider, K. Bobzin, M. Maes, A. Abdel-Samad 

„The Influence of Post Heat Treatment Processes on Thermal Fatigue resistance of 

Thermally Sprayed Coatings”, Proceedings, ITSC’2004, Japan 10-12 Mai 

E. Lugscheider, K. Bobzin, M. Maes, A. Abdel-Samad 

“Tribological Behaviour of Thermally Sprayed Ceramic Coatings in Contact with 

100Cr6 Steel at High Temperatures”, Proceedings, ITSC’2004, Japan 10-12 Mai 

Lugscheider, E.; Bobzin, K.; Maes, M. 

„Erosions- und brandrissminderende PVD-Hartstoffschichten für Al- und Mg- 

Druckgussformen“ Gießereiforschung 55, (2003), Nr.3, S. 93-97, ISSN 0046-5933, 

Gießerei-Verlag GmbH 

Kopp, R.; Lugscheider, E.; Hornig, Th.; Kallweit, J.; Seidl, I.; Maes, M.



445 

„Thixoforming Process for Steel and Development of Metallic Dies“ Conference on 

Friction and Wear in Metal Forming , June 18-20, (2002), Valenciennes, France 

Lugscheider, E.; Bobzin, K.; Maes. M. 

„Erosions- und brandrissmindernde PVD-Verschleißschutzschichten für den Al- und 

Mg-Druckguss“, AiF Abschlussbericht 12686N 

E Vorträge/ Keynote Lectures* 

Lugscheider, E.; Bobzin, K.; Maes. M. 

„Pulsed Magnetron Sputter Deposition of High Performance Oxidic Coatings for 

Thixoforming”, “ ICMCTF’04, 19.04.-23.04.(2004), San Diego, USA 

F Seminare/ Weiterbildung 

E. Lugscheider, K. Bobzin, M. Maes, R. Telle, S. Münstermann, 

J. Schneider, D. Kurapov 

„Werkzeuge“, Semi Solid Technology Seminar 18. Februar 2004 

G Eigene ergänzende Literatur (> 3 Jahre) 

A. Abdel-Samad, A.M. El-Bahloul, E. Lugscheider, S.A. Rassoul 

”A comparative study on thermally sprayed alumina based ceramic coatings”, 

Journal of Materials Science, Band 35 (2000) Heft 12, Seite 3127-3130 

E. Lugscheider, F. Löffler, C. Barimani, S. Guerreiro 

„Potential of PVD-thin films to reduce wear on aluminium diecasting dies“, 

Konferenz Einzelbericht: Internationale Druckgusskonferenz, 20.-24.5.96, 

Montreaux, Schweiz, Seite 15/1-15/12 

E. Lugscheider, C. Barimani, S. Guerreiro 

„Entwicklung und Anwendung von PVD-Schichten zur Verschleissverringerung 

von Druckgussformen“ Giesserei Band 82 (1997), Heft 23, S. 17-23 

E. Lugscheider, C. Barimani, S. Guerreiro 

„Corrosions tests of PVD coatings with die dressing used for Al high pressure die 

casting dies“, Surface and CoatingsTechnology Band 108-109 (1998) Heft 1-3, Seite 

408-412 

E. Lugscheider, P. Remer, H. Reymann, S. Kyeck, R. Sicking 

”High Kinetic Energy in Thermal Spraying”, Processing and Fabrication of 

Advanced Materials VI (PFAM 6). Volume 2, Hrsg.: Khor, K.A.; Srivatsan, T.S.; 

Moore, J.J., The Institute of Materials, London , U.K. 1998, ISBN 1-86125-039-8, 

S. 1149-1160 

E. Lugscheider, K. Bobzin, C. Barimani, S. Bärwulf, T. Hornig 

”The Potential of Ceramic PVD-Coatings for Thixoforming of Steel”, Konferenz- 

Einzelbericht: EUROMAT 99, Surface Engineering, Vol. 11, München, 27.-30.



446 

Sept.1999, Band 11 (2000) Seite 197-201 

E. Lugscheider, T. Hornig 

“Verschleiß- und Verschleißreduzierung an Werkzeugen für das Thixoforming 

Konferenzbericht Innenhochdruck- und Thixoformen von Stahl, Aluminium und 

Magnesium“, Praxis- Forum Tagung, Automobil Arbeitskreis Umformen, Band 18 

(1999), Seite 51,53-65 

E. Lugscheider, K. Bobzin, C. Barimani, S. Bärwulf, T. Hornig 

”PVD hardcoatings protecting the Surface of Thixoforming Tools”, Advanced 

Engineering Materials, Band 2 (2000) Heft 1,2; S. 33-37 

E. Lugscheider, K. Bobzin, S. Bärwulf, T. Hornig 

”Oxidation Characteristics and surface energy of Chromium based hardcoatings for 

use in semisolid forming tools”, Surface and Coatings Technology, Band 133-134, 

November, 2000, S. 540-547 


”Recent studies on refractory oxidic PVD-coatings for use on dies for semi solid 

metal forming tools”, Konferenz-Einzelbericht: Werkstoffwoche München 2000, 

Proceedings veröffentlicht in elektronischer Form 


“Improving the wear behaviour of tools for SSM-forming by use of PVDhardcoatings”, 

Konferenz-Einzelbericht, Proc. of the 6th Int. Conf. on Semi-Solid 

Processing of Alloys and Composites, Turin, Italy, 2000, ISBN 88-86259-18-2, S. 

675-680 

E. Lugscheider, T. Hornig, D. Neuschütz, R. Prange, A. Kyrylov, R. Telle, R. 

Schmidt 

”Material concepts for dies for SSM-forming of steel”, Konferenz-Einzelbericht: 

Proc. of the 6th Int. Conf. on Semi-Solid Processing of Alloys and Composites, 

Turin, Italy, 2000, ISBN 88-86259-18-2, S. 587-592 

E. Lugscheider, T. Hornig 

“Multifunktionale Schichten zum Thixoforming von Stahl – Eine Herausforderung 

für neue Werkstoffkonzepte“, Konferenz-Einzelbericht: Schutzschichten für 

Hochtemperatur-Anwendungen, Workshop, Frankfurt a.M, 26. Okt 2000, Seite 

12.1-12.10 

W. Tillmann, E. Lugscheider, R. Xu, J.E. Indacochea 

“Kinetic and microstructural aspects of the reaction layer at ceramic/metal braze 

joints”, Journal of Materials Science, Band 31 (1996) Heft 2, Seite 445-452



447 

E. Lugscheider, T. Hornig, R. Kopp, J. Kallweit, T. Moeller 

“Refractory oxidic PVD-coatings for use on dies for semi solid metal forming 

tools”; Advanced Engineering Materials 2001, Nr. 12 C173 Weinheim



448

3 Teilprojekt D2 – Keramische Funktionselemente 




449 

Ziel der Arbeiten am Institut für Gesteinshüttenkunde (GHI) ist die Entwicklung 

keramischer Werkzeuge für das Thixoschmieden, Thixostrangpressen und Thixogießen 

von Metallen sowie von keramischen Panzerungen, Isolations- und Verschleißschutzbauteilen 

für die jeweiligen Formgebungsanlagen. 

Die Werkzeuge zur Formgebung von Metallen in teilerstarrtem Zustand sind hohen 

Belastungen ausgesetzt - insbesondere bei der Formgebung von hochschmelzenden 

Legierungen wie z.B. Stählen. Neben den zur Nachverdichtung der Bauteile erforderlichen 

hohen Presskräften und den tribologischen Beanspruchungen durch die feste Legierung 

stellen die thermischen Wechselbelastungen und der korrosive Angriff der 

Schmelzenanteile hohe Anforderungen an die Werkzeugwerkstoffe. 

Nachdem die Eignung von Keramiken als Werkzeugwerkstoffe für die 

Aluminiumformgebung im zweiten Bewilligungszeitraum nachgewiesen werden konnte, 

wurde der Schwerpunkt der Arbeiten zu Beginn des dritten Bewilligungszeitraum auf die 

Stahlformgebung im teilerstarrten Zustand gelegt. In ersten Fomgebungsversuchen mit 

Stählen wurde der Thermoschock neben dem Korrosionsangriff als Hauptversagenskriterium 

keramischer Werkzeuge identifiziert. Die Entwicklung von keramischen 

Werkzeugkonzepten mit ausreichendem Widerstand gegenüber diesen Hauptanforderungen 

des Stahl-Thixoformings ist die zentrale Problemstellung des 

Teilprojekts D2 "Keramische Funktionselemente" im dritten Bewilligungszeitraum des 

SFB. 

Basierend auf Untersuchungen zur Korrosions- und Temperaturwechselbeständigkeit 

verschiedener Keramiken wurde zu Beginn des dritten Bewilligungszeitraums die 

Werkstoffauswahl für die Stahlformgebung auf korrosionsbeständige Aluminiumoxid- 

Keramiken und Siliziumnitrid-Basiswerkstoffe mit hoher Temperaturwechselbeständigkeit 

eingeschränkt. Lösungsmöglichkeiten zur versagensfreien Ableitung der auftretenden 

mechanischen und thermomechanischen Kräfte bestehen in einer keramikgerechten 

Auslegung der Werkzeuggeometrie und geeigneten Einbettung der Werkzeuge und - 

komponenten in den Werkzeugrahmen der Formgebungsanlagen. 

Die tribologischen Belastungen erwiesen sich in den durchgeführten Einzel- und 

Prinzipversuchen als unkritisch, müssen aber in Dauerversuchen im Kleinserienmaßstab 

noch eingehend untersucht werden.



450 

3.2 Angewandte Methoden 

Alle eingesetzten Werkstoffe und Beschichtungen wurden innerhalb des Projektbereichs D 

getrennt nach Lastfällen untersucht: Die tribologischen Eigenschaften wurden im 

Teilprojekt D1 (WW) bestimmt, im Teilprojekt D2 (GHI) wurden Korrosionsuntersuchungen 

mit festen und flüssigen Metallen durchgeführt, das Teilprojekt D3 (MCh) 

testet die Temperaturwechselbeständigkeit der Beschichtungen und Keramiken an einem 

an die Bedingungen des Thixoformings angepassten Thermoschock-Prüfstand. In 

Zusammenarbeit mit dem Teilprojekt E1 wurden Stauchversuche sowohl mit 

vollkeramischen als auch mit beschichteten Stahl- und TZM-Stauchplatten durchgeführt, 

um in anwendungsnahen Tests die kritischen Belastungen für die einzelnen 

Werkzeugkonzepte zu ermitteln. Die Testresultate sind im Ergebniskatalog aufgeführt und 

fließen in den Anforderungskatalog der Werkzeuge ein. 

Innerhalb der AG Aluminium-Lithium wurden die im Teilprojekt A1 hergestellten Al-Li- 

Legierungen in Schmelzkorrosionsversuchen im Kontakt mit keramischen Werkstoffen 

getestet, um den Einfluss des Lithiums auf den Korrosionswiderstand zu erfassen. 

Zur Entwicklung keramischer Werkzeuge für das Thixoforming von Stählen wurden zwei 

parallele Routen verfolgt, um den spezifischen Anforderungen der jeweiligen 

Werkstoffgruppe gerecht zu werden. Zum einen stehen Al2O3-Keramiken bei 

verhältnismäßig geringer Temperaturwechselbeständigkeit und hervorragender 

Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit und zum anderen die Si3N4-Keramiken mit 

hervorragender Temperaturwechselbeständigkeit und guter Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit 

im Mittelpunkt der Untersuchungen. 

3.2.1 Aluminiumoxid-Werkstoffe 

Werkstoffentwicklung 

Diese Werkstoffgruppe zeichnet sich durch hohe Korrosionsbeständigkeit gegenüber 

metallischen Schmelzen aus und qualifiziert sich damit für Hochtemperaturanwendungen, 

z.B. als feuerfeste Werkstoffe für die Stahlherstellung. Im Hinblick auf den Einsatz als 

Werkzeugwerkstoff im Stahl-Thixoforming schränkt die niedrige Temperaturwechselbeständigkeit 

(TWB) die Anwendungsmöglichkeiten stark ein. 

Es ist bekannt, dass eine Steigerung der Bruchzähigkeit und damit auch der 

Thermoschockbeständigkeit erreicht werden kann, indem die Al2O3-Gefüge durch lange, 

plattige Körner mit hohem Seitenverhältnis eingebettet in eine Matrix aus kleineren 

gleichmäßigen Körnern verstärkt werden /Dorey 02, Smith 76, Wang 98, Wu 01, 

Ziegler 85a, Ziegler 85b, Ziegler 85c/. Ziel der Arbeiten in diesem Bereich war deshalb die 

Entwicklung von Al2O3-Keramiken mit verbesserter Thermoschockbeständigkeit durch 

Variation von Gefügeparametern.

Thermoschockversuche 



451 

Im Hinblick auf die Prozessbedingungen beim Thixoforming von Stählen wurde die 

Bestimmung der Temperaturwechselbeständigkeit nach DIN EN-933-11 zugunsten der 

Abschreckung in Wasser verworfen, da der schlechte Wärmeübergang während des 

Anblasens mit Pressluft den realen Bedingungen nicht gerecht wird. Ein weiterer Vorteil 

dieser Methode ist die einfache Durchführung, die eine schnelle Überprüfung des 

Thermoschockverhaltens der Keramiken erlaubt. 

Die Keramikproben werden dabei in einem Ofen homogen aufgeheizt und nach einer 

Haltezeit von 30 Minuten bei definierter Temperatur in ein Wasserbad mit einer 

Temperatur von 20±1°C eingetaucht. Anschließend wird das Rissbild durch Imprägnieren 

mit einem Farbmittel sichtbar gemacht und fotografiert. Anhand der Fotos kann sowohl die 

Rissentstehung als auch die Rissausbreitung verfolgt werden. Nach jedem Versuch wird 

die Ofentemperatur um 10 K gesteigert und der Testzyklus erneut gestartet. Es werden je 

drei Versuchsreihen pro Werkstoff durchgeführt. 

Formgebungsversuche 

Es wurden Stahl-Formgebungsversuche mit Al2O3-Panzerungen in der Thixogießanlage 

des Teilprojekts E2 durchgeführt. Dazu wurde, aufbauend auf der Stufengeometrie des 

zweiten Bewilligungszeitraums, eine Klemmung zur Befestigung von keramischen Platten 

eingesetzt. 

Formgebungsversuche mit vollkeramischen Al2O3-Werkzeugen im Thixoschmieden von 

Stahl werden am Ende des dritten Bewilligungszeitraums durchgeführt. Es wird dabei ein 

rotationssymmetrisches Prinzipwerkzeug verwendet, mit dem ein Kupplungsbauteil 

geformt werden kann. 

3.2.2 Siliziumnitrid-Werkstoffe 

Die Werkstoffgruppe der Siliziumnitride umfasst sowohl Si3N4 als auch Sialone. Die in 

beiden Fällen zur Verdichtung erforderlichen Flüssigphasenbildner werden als 

Sinteradditive zudotiert und verbleiben nach dem Sintern als amorphe Korngrenzenphase. 

Da an der RWTH Aachen keine Möglichkeit zum Gasdrucksintern von Nitrid-Keramiken 

besteht und die Prozessbedingungen einen dichten Werkzeugwerkstoff mit möglichst 

geringem Glasphasenanteil erfordern, wurden die Si3N4-Werkzeuge nach Angabe des GHI 

durch das Fraunhofer-IKTS, Dresden, gefertigt, wo umfangreiche Erfahrungen in der 

Herstellung glasphasenarmer, hochfester Siliziumnitride bestehen. 

Temperaturwechselbeständigkeit 

Die herausragende Temperaturwechselbeständigkeit des Si3N4 von bis zu 700 K im 

Abschrecktest in Wasser qualifiziert diesen Werkstoff als Werkzeugwerkstoff für das 

Thixoforming hochschmelzender Legierungen. Weitere Vorteile liegen in der exzellenten 

Wärmeleitfähigkeit dieses Materials, die zu einer schnellen Wärmeabfuhr aus dem zu



452 

formenden Metall führt und so die Gefügeentwicklung im Bauteil stabilisiert. Zur 

genaueren Bestimmung des Thermoschockverhaltens wurden Versuche mit dem 

angepassten Thermoschocktest am MCh durchgeführt. 

Korrosionsbeständigkeit 

Eine mögliche Einschränkung des Einsatzes im Thixoforming kann aus der im Vergleich 

zu Al2O3 geringen Korrosionsbeständigkeit des Si3N4 resultieren. Deshalb wurde, 

aufbauend auf den Grundcharakterisierungen der vergangenen Bewilligungszeiträume, das 

Verhalten des eingesetzten Si3N4-Materials im Kontakt mit den verwendeten Legierungen 

eingehend untersucht, um Aufschluss über mögliche Degradations- und 

Versagensmechanismen im späteren Betrieb zu erhalten. 

Die dazu eingesetzten Testmethoden des Kontaktkorrosionsversuchs, der im Rahmen des 

SFB Thixoforming entwickelt wurde, und des Schmelzkorrosionsversuchs sind in den 

Arbeits- und Ergebnisberichten des ersten und zweiten Bewilligungszeitraums ausführlich 

beschrieben. Bei den im dritten Bewilligungszeitraum durchgeführten Korrosionsuntersuchungen 

wurde besonderer Wert auf eine realitätsnahe Abbildung der 

Versuchsbedingungen gelegt, insbesondere hinsichtlich des Einflusses des Sauerstoffs 

während der Formgebung. Die bisher erfolgten Formgebungsversuche unter Schutzgas und 

unter Sauerstoff haben gezeigt, dass bei Erwärmung und Transport der Thixostähle in 

Schutzgasatmosphäre und anschließender rascher Formgebung die Oxidation der 

Legierungen ausreichend langsam fortschreitet und der Prozess somit ohne Schutzgasatmosphäre 

durchgeführt werden kann. Dies ist ein wichtiger Aspekt im Hinblick auf die 

industrielle Umsetzung des Thixoformings, die durch die hohen Investitionskosten und die 

schwierige Handhabung von Produktionsprozessen unter Schutzgas erschwert würde. 


Für Schmiedeversuche mit vollkeramischen Werkzeugen wurde die Werkzeuggeometrie 

des vergangenen Bewilligungszeitraums modifiziert. Die Versuche erfolgten durch 

Einsetzen von fünf Werkzeugsegmenten in einen Formrahmen aus Warmarbeitsstahl und 

anschließendes Schmieden mit einem planaren Oberstempel. Um die verschiedenen 

Belastungsarten und ihren Einfluss auf das Werkzeug zu trennen, wurden zunächst 

Formfüllversuche mit sehr geringen Schmiedekräften durchgeführt. In einer zweiten 

Versuchsreihe wurden zusätzliche Presskräfte zur Nachverdichtung des Bauteils 

aufgebracht. Dieses Versuchsprogramm ermöglicht die Trennung der chemischen und 

thermischen Belastungen von den mechanischen und tribologischen Belastungen. 

Weitere Formgebungsversuche mit vollkeramischen Bauteilen werden mit dem gemeinsam 

mit den Teilprojekten D1 und D3 entwickelten Verbundwerkzeug-Konzept durchgeführt. 

Dabei kommen neben beschichteten Ober- und Untergesenken vollkeramische Si3N4- 

Stempelspitzen zum Einsatz, die im Teilprojekt D1 auf Warmarbeitsstahl-Stempel 

aufgelötet werden. Wegen des langen Kontakts mit dem teilflüssigen Stahl und der



453 

resultierenden hohen thermischen Belastung sind keramische Werkstoffe prädestiniert für 

diese Anwendung. Das Verbundwerkzeugkonzept ist im Teilprojekt D1 ausführlich 

beschrieben. 


3.3.1 Aluminiumoxid-Werkstoffe 

Werkstoffentwicklung 

Zur Beeinflussung des Kornwachstums wurden Al2O3-Pulver mit verschiedenen Anteilen 

Siliziumoxid (SiO2) als Glasphasenbildner dotiert, um damit anisotropes und 

diskontinuierliches Kornwachstum während des Sinterprozesses zu fördern und somit eine 

In-situ-Gefügeverstärkung der Keramiken zu erreichen. Als Keimlinge für anisotropes 

Kornwachstum wurden in weiteren Versuchen hexagonale, plättchenförmige Al2O3- 

Einkristalle (Platelets) zugegeben. Die Pulverversätze wurden in deionisiertem Wasser 

homogenisiert und gemahlen, anschließend wurden die Schlicker in Rotationsverdampfern 

getrocknet. Die so gewonnenen Pulver wurden durch Sieben mit verschiedenen 

Maschenweiten granuliert und zur Verbesserung der Fließfähigkeit ca. 30 Minuten im 

Taumelmischer abgerundet. Die Formgebung erfolgte durch uniaxiales Vorpressen zu 

Zylindern mit einem Durchmesser von 25 mm und einer Höhe von ca. 60 mm und 

anschließendes kaltisostatisches Nachverdichten bei Drücken von 100 MPa. Die Proben 

wurden unter Sauerstoff dicht gesintert. Aus den Zylindern wurden Scheiben von 5 mm 

Höhe herauspräpariert, geschliffen und poliert. Querschnitte der Keramiken wurden für 

rasterelektronenmikroskopische Untersuchungen der Gefüge präpariert. Die REM- 

Aufnahmen in Bild D-44 zeigen, dass eine Beeinflussung der Gefüge durch Variation der 

Glasphasenanteile möglich ist. Die zusätzliche Dotierung mit Platelets als Keimlinge für 

das anisotrope Kornwachstum verstärkt die Gefügeanisotropie. Zur Korrelation der Gefüge 

mit der Thermoschockbeständigkeit wurden Abschreckversuche in Wasser durchgeführt, 

deren Ergebnisse in Bild D-45 dargestellt sind. Die Rissentstehung sowie die 

Rissausbreitung nach weiteren Versuchen sind deutlich zu erkennen.



454 

Bild D-44: REM-Aufnahmen einer undotierten Al2O3-Keramik (links) mit einem Gefüge 

aus gleichmäßig geformten, kleinen Körnern und einer SiO2- und Plateletdotierten 

Al2O3-Keramik mit einem Gefüge bestehend aus großen, langen 

Körnern in einer Matrix aus sehr kleinen, gleichmäßigen Körnern. 

Bild D-45: Erstrissbildung und Rissausbreitung der in Wasser abgeschreckten Al2O3- 

Proben. 

Bild D-46 zeigt die Versuchsergebnisse. Aufgetragen sind die Temperaturdifferenzen bis 

zur Erstrissbildung, gemittelt über die jeweilige Probenzahl. Die Ergebnisse belegen, dass 

eine Verbesserung der Temperaturwechselbeständigkeit durch die zugegeben Additive 

erreicht werden kann.

Temperaturdifferenz [K] 

180 

170 

160 

150 

140 

130 

Temperaturwechselbeständigkeit (Erstrissbildung) 

A0 L1 L2 L3 T1 T2 T3 T4 



455 

Bild D-46: Ergebnisse der Thermoschockversuche (Erstrissbildung) mit undotierten 

Al2O3-Keramiken (A0), SiO2-dotiertem Al2O3 (L1-L3) und Platelet- und 

SiO2-dotiertem Al2O3 (T1-T4). 

Rasterelektronenmikroskopische Untersuchungen zeigen, dass neben gefügeverstärkenden 

langen Körnern der Einfluss der Matrixkörner auf die Temperaturwechselbeständigkeit 

nicht vernachlässigbar ist: Gefüge mit langen, plattigen Körnern in einer Matrix aus relativ 

wenigen kleinen, gleichmäßigen Körnern sind thermoschockbeständiger als solche mit 

langen Körnern in einer Matrix aus vielen sehr kleinen, gleichmäßigen Körnern. Die 

Ergebnisse aus den REM-Untersuchungen wurden mit Korngrößenanalysen mittels 

digitaler Bildanalyse an Probekörpern (Bild D-47) korreliert, um den Einfluss der 

Korngrößenverteilung neben der Plättchenverstärkung zu untersuchen.



456 

Häufigkeit [%] 

40 

35 

30 

25 

20 

15 

10 

5 

Korngrößenverteilung 

0 

0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 

-5 

Korngröße [µm] 

Bild D-47: Korngrößenanalyse der SiO2-dotierten Al2O3-Keramiken. 

Eine kritische Auswertung der Ergebnisse führte trotz der erreichten Verbesserung der 

Temperaturwechselbeständigkeit der Al2O3- Keramiken zu dem Schluss, dass durch 

Gefügedesign die geforderte deutliche Steigerung der Thermoschockbeständigkeit nicht 

erreicht werden kann. 


Probe L1 

Probe 2 

Probe L3 

Für die Thixogießanlage des Teilprojekts E2 wurden keramische Panzerungen aus Al2O3 

für Gießformen hergestellt, die auf der Stufengeometrie des vergangenen 

Bewilligungszeitraums basieren. Es wurden Thixo-Druckgießversuche mit der Legierung 

X210CrW12 durchgeführt. Die keramischen Panzerungen versagten nach wenigen Zyklen 

durch Rissbildung aufgrund thermischen Schocks (Bild D-48). 

Bild D-48: Al2O3-Panzerungen vor und nach Druckgießversuchen im Teilprojekt E2.

Prozessanalyse & vollkeramisches Werkzeugkonzept 



457 

Aufgrund der Ergebnisse der ersten Stahl-Formgebungsversuche mit vollkeramischen 

Werkzeugen wurde anhand einer umfassenden Analyse des Gesamtprozesses nach Wegen 

gesucht, die dennoch eine Nutzung der hervorragenden Korrosionsbeständigkeit des Al2O3 

für den Thixoforming-Prozess gestatten. Das Ergebnis der Überlegungen war die 

Erkenntnis, dass eine Reduzierung der thermischen Belastung des Werkzeugs zwingend 

erforderlich ist, um den Einsatz temperaturwechselempfindlicher Keramiken zu 

ermöglichen. Da die obere thermische Grenze mit der Temperatur des teilerstarrten Stahls 

auf ca. 1400°C unabänderlich festgelegt ist, kann die Temperaturdifferenz nur über eine 

Änderung der unteren thermischen Grenze von bisher 400°C gesenkt werden. Diese 

Temperaturvorgabe ergibt sich nicht direkt aus den Prozessanforderungen, sondern ist eine 

maschinentechnische Randbedingung der konventionell aus Metall hergestellten 

Werkzeugrahmen der Formgebungsanlagen, deren Arbeitstemperatur über ölbetriebene 

Heizkühlgeräte geregelt wird. Einer erhöhten Werkzeugtemperatur stehen zwei Argumente 

entgegen: Mit Öl betriebene Heizkühlgeräte versagen bei Betriebstemperaturen von 

deutlich mehr als 400°C, bei über 600°C erweichen die Stahlbauteile der Anlagen und 

verlieren rapide an Festigkeit. 

Aus diesen Randbedingungen ergeben sich die Anforderungen an ein neues, höher 

beheiztes Werkzeug: 

Die Temperatur der formgebenden Kavität soll möglichst hoch sein, um die 

Temperaturdifferenz gegenüber dem teilerstarrten Material so gering wie möglich zu 

halten. 

Die Außentemperatur des keramischen Werkzeugs darf nicht über 400°C steigen, da sonst 

die zulässige Betriebstemperatur des Werkzeugrahmens überschritten wird. 

Ausgehend von diesen neuen Randbedingungen wurde am Institut für Gesteinshüttenkunde 

das ThermoCore-Konzept entwickelt, das zum Patent angemeldet wurde. Das diesem 

Patent zugrunde liegende Prinzip besteht aus einem auf ca. 1000°C aktiv beheizten, 

inneren Formgebungswerkzeug aus Al2O3 und einer äußeren, wärmeisolierenden 

keramischen Gießmasse, die das Werkzeug gegenüber dem Werkzeugrahmen thermisch 

trennt. 

Die durch das ThermoCore-Konzept erzielbaren prozesstechnischen Vorteile im Hinblick 

auf Thixo-Formgebungsprozesse sind:



458 

Thixoschmieden: 

Formgebung feingliedriger, geometrisch komplexer Bauteile mit langen Fließwegen durch 

deutlich niedrigere Viskosität der teilerstarrten Stahlschmelze gegenüber konventionell 

beheizten Werkzeugen, 

Entformung des Bauteils in rot glühendem Zustand, die eine sofortige technische 

Wärmebehandlung ohne den Prozessschritt eines erneuten Aufheizens auf 

Austenitisierungstemperatur ermöglicht und somit einen Wiedererwärmungsschritt 

gegenüber dem Standard-Thixoforming einspart. 

Thixostrangpressen: 

Realisierung ausreichend langer Extrusionsstränge durch konstante Beheizung des 

Rezipienten, 

Einstellung definierter Temperaturprofile im Übergang Rezipient/Matrize zur 

geometrischen Stabilisierung des Extrusionsstrangs beim Verlassen der Matrize. 


Zur Umsetzung dieses Konzepts wurden verschiedene Prototypen hergestellt, an denen 

zunächst die Realisierbarkeit des steilen Temperaturgradienten im Werkzeugeinsatz 

bewiesen werden konnte. Hoher Entwicklungsaufwand war zur Auslegung der 

Aktivheizung erforderlich, die an die jeweilige Werkzeuggeometrie angepasst werden 

muss. Ein weiterer kritischer Punkt war die Herstellung einer formschlüssigen, 

temperaturbeständigen Verbindung zwischen Werkzeug, Heizung und Isolationsschicht, 

die im Betrieb zur Ableitung von Druckspannungen unerlässlich ist. 

Zur Prüfung des Konzepts wurden zunächst Aufheiz-Thermoschockversuche von 1000 auf 

1400°C durchgeführt, um die Thermoschockbelastbarkeit des Werkzeugeinsatzes für die 

geplante Anwendung sicher zu stellen. An den belasteten Bauteilen konnten keine 

Schädigungen festgestellt werden. 

Anschließend wurde ein weiterer Prototyp zur Simulation der Bedingungen beim 

Thixoschmieden hergestellt (Bild D-49). Es konnte ein Temperaturprofil von 1000°C 

(innen) und 300°C (außen) realisiert werden, das über mehrere Stunden konstant gehalten 

wurde. Das so beheizte Werkzeug wurde mit teilflüssigen Stahlbolzen beladen, in die eine 

Edelstahl-Schraube manuell eingebracht wurde. Anschließend wurde das rot glühende 

Verbundbauteil durch Angriff an der Schraube entformt. Der Werkzeugeinsatz zeigte auch 

nach mehrmaliger Wiederholung keine Schädigungen.



459 

Bild D-49: ThermoCore-Prinzip (links), von innen nach außen: formgebende Kavität mit 

Thixobolzen, Heizwicklungen, Isoliermasse, metallischer Formrahmen; 

Heizversuch (rechts). 

Auf die Stauchversuche als anwendungsnahe Tests wurde wegen des zum jetzigen 

Entwicklungsstand hohen Aufwands zur Herstellung aktiv beheizter Gesenke zugunsten 

von Schmiedeversuchen im Teilprojekt E1 verzichtet. Dazu wurde je ein aktiv beheiztes 

Ober- und Untergesenk für die servohydraulische Schmiedepresse am IBF hergestellt 

(Bild D-50), das zum Ende des dritten Bewilligungszeitraums getestet werden soll. 

Bild D-50: ThermoCore-Schmiedegesenke (links) zur Herstellung eines 

Kupplungsbauteils (rechts). 

Das ThermoCore-Konzept des beheizten Werkzeugs hat im vergangenen 

Bewilligungszeitraum neue Impulse für die Realisierung des Thixostrangpressens gegeben. 

Bei vorangegangenen Versuchen zum Strangpressen thixotroper Stähle konnten nur 

vergleichbar geringe Extrusionslängen erzielt werden; die Realisierung konstanter 

Strangquerschnitte über die Stranglänge wurde ebenfalls nur bedingt erreicht. Beide 

Effekte werden zu hoher Viskosität des teilflüssigen Stahls bzw. zu hohen Wärmeverlusten 

während der Formgebung zugeschrieben. Das Konzept des aktiv beheizten Werkzeugs



460 

bietet die Möglichkeit, die bei den bisherigen Versuchen aufgetretenen kritischen Effekte 

zu umgehen und lässt somit eine Umsetzung dieses bedeutenden Formgebungsverfahrens 

für thixotrope Stähle möglich erscheinen. 

Am GHI wurde der Temperaturhaushalt in einem Prototypenstrangpresswerkzeug ohne 

mechanisch stabile Feuerfestummantelung, Werkzeugrahmen und Düse gemessen. Es 

konnten in dem gesamten Werkzeug bei einer Isolierung mit Fasermatten Temperaturen 

von >1290°C erreicht werden. In einem Versuchsaufbau am IBF wurde ein kompletter 

Prototyp samt Werkzeugrahmen und Strangpressdüse auf Betriebstemperatur aufgeheizt 

(Bild D-51, rechts). In diesen Aufbau wurde ein Stahlbolzen mit Temperierung auf 

Thixotemperatur eingeführt und an drei Messpunkten die Temperaturen gemessen 

(Bild D-51, links). Im Kontaktbereich zur Düse (Punkt 3) stellte sich nach kurzer Zeit eine 

konstante Temperatur von 1190°C ein. An zwei Messungen im mittleren Bereich des 

Thixobolzens konnte nach dem Einführen des Bolzens Temperaturen von >1230°C 

gemessen werden (Punkte 1, 2). Diese Temperatur liegt im unteren Bereich des 

Thixofensters des verwendeten Stahls X210CrW12. 

1 2 

3 

Bild D-51: Thixobolzen mit Thermoelementen (links), Versuchsaufbau einer 

Strangpressanlage mit ThermoCore Konzept (rechts). 

Da die Temperatur im Kontaktbereich zur Düse rasch unter Thixotemperatur fällt, muss 

zur sicheren Prozessführung, insbesondere zu Beginn des Strangpressvorgangs, entweder 

eine separat beheizbare Düse eingesetzt werden oder der Bolzen im beheizten Bereich des 

ThermoCore-Werkzeugs gehalten werden, bis der Strangpressvorgang beginnen kann. Ein 

modifiziertes Werkzeug wird zum Ende des dritten Bewilligungszeitraums getestet.

3.3.2 Siliziumnitrid 

Thermoschockbeständigkeit 



461 

Die im Teilprojekt D3 im angepassten Thermoschockversuch im Teilprojekt D3 

"Entwicklung und Verhalten von CVD-Schichtverbunden" getesteten Si3N4-Keramiken 

zeigten eine hervorragende Temperaturwechselbeständigkeit. In den ersten beiden 

Versuchsreihen wurden 200 Zyklen mit raschen Temperaturwechseln von 400°C auf 

1100°C bzw. 600 Zyklen von 400°C auf 1180°C durchgeführt. Es konnte weder Versagen 

noch Rissbildung der Keramiken festgestellt werden. Nachfolgende 

rasterelektronenmikroskopische Untersuchungen an keramographisch präparierten 

Querschnitten zeigen keine Reaktionsschichtbildung an der Kontaktfläche. 

Korrosionsuntersuchungen 

Zur Sicherstellung der chemischen Beständigkeit der Si3N4-Keramiken wurden 

Kontaktkorrosionsuntersuchungen unter verschiedenen Temperaturen und Atmosphären 

mit den im SFB 289 verwendeten Stahlsorten durchgeführt. Unter Schutzgas wurden 

sowohl unbehandelte als auch voroxidierte Stähle eingesetzt. Ergänzend wurden 

Schmelzkorrosionsversuche bei Temperaturen von 1600°C durchgeführt. 

Die Versuchsergebnisse wurden mit den Kontaktreaktionen in den 

Thermoschockversuchen im Teilprojekt D3 "Entwicklung und Verhalten von CVD- 

Schichtverbunden" sowie den Stauchversuchen und Formgebungsversuchen im 

Teilprojekt E1 "Thixoschmieden, -strangpressen" verglichen, mit dem Ziel, die 

Versuchsbedingungen der Korrosionstests möglichst exakt an die realen Bedingungen des 

Thixoformings anzupassen und so eine bessere Vorhersage des Korrosionsangriffs zu 

ermöglichen. 

Stauchversuche 

Die Versuche mit Si3N4-Stauchplatten wurden bis zum Abbruch bei 50 Versuchen mit 

einem mittleren Kraftwert von 60 kN durchgeführt, die maximalen bzw. minimalen 

Stauchkräfte betrugen 115 kN bzw. 45 kN, die Standardabweichung der Kraftwerte lag bei 

11 kN. Das Kraft-Weg-Diagramm der Versuche ist in Bild D-52 dargestellt.



462 

Kraft, F [kN] 

Soll-Spannung, U [V] 

10 

0 

-10 

-20 

-30 

-40 

-50 

Versuchsverlauf des Stauchversuchs am IBF 

Wartezeit: 8,0 sec 

Stauchkraft 

Erwärmungssignal 

Stempelposition 

-60 

0 

252 253 254 255 256 257 258 259 260 261 262 263 264 

Messzeit während des Stauchens, ts [s] 

Bild D-52: Kraft-Weg-Diagramm der Stauchversuche mit Si3N4-Platten. 

Bild D-53 zeigt die Keramikplatten vor und nach den Stauchversuchen und zugehörige 

Rauhigkeitsmessungen der Oberfläche, die am IBF gemessen wurden. 

Bild D-53: Si3N4-Platte in der Stauchversuchsanlage (links) und gestauchter 100Cr6- 

Bolzen (rechts). 

Nach den ersten Stauchversuchen entstand ein Riss in der Stauchplatte, der geradlinig 

durch den Mittelpunkt der Platte verläuft (Bild D-54, oben rechts). Auf den gestauchten 

Stahlbolzen war jedoch kein Abdruck des Risses zuerkennen (Bild D-53); aus diesem 

Grund wurden die Stauchversuche mit derselben Platte bis zum Abbruch fortgesetzt. 

Sowohl die Oberflächenqualität der Stauchplatte als auch die der gestauchten Bolzen war 

hervorragend, wie die Rauhigkeitsmessungen belegen (Bild D-54). Der Ra-Wert der Si3N4- 

Platte vor Beginn der Versuche betrug 0,99 µm, nach 50 Versuchen wurde ein Ra-Wert 

von 1,82 µm gemessen. Ein Vergleich von Aufnahmen der Stauchplatte während der 

Versuche zeigt, dass Anhaftungen des Stahls sich bei den folgenden Versuchen zum Teil 

lösen; eine kontinuierliche Aufschweißung von Stahl wurde nicht beobachtet. 

100 

90 

80 

70 

60 

50 

40 

30 

20 

10 

Weg, s [mm]



463 

Bild D-54: Si3N4-Platte vor und nach 50 Stauchversuchen (oben) und zugehörige 

Rauhigkeitsmessungen der Oberfläche (unten). 

Zur Bestimmung der Rissursache wurden die Bruchflächen der Si3N4-Platten 

fraktographisch untersucht. Die rissauslösende Fehlstelle wurde an der Oberfläche der 

Keramik, am Übergang zwischen Bolzenrand und Keramikplatte lokalisiert. Zur 

Überprüfung dieses Ergebnisses wurde die thermische Belastung der Stauchplatte und das 

resultierende Spannungsbild mittels FEM-Berechnungen simuliert. Die Ergebnisse der 

Berechnung sind in Bild D-55 dargestellt. 

Es ist zu erkennen, dass aufgrund der lokalen hohen thermischen Belastung im 

Randbereich der Platte hohe Zugspannungen entstehen. Die Berechnungsergebnisse 

stimmen mit den fraktographischen Überlegungen sehr gut überein und belegen, dass die 

keramikgerechte Auslegung von Thixoforming-Werkzeugen ein entscheidender Faktor für 

den Einsatz keramischer Werkzeuge ist.



464 

a) b) 

c) d) 

Bild D-55: FEM-Berechnung der Zugspannungen in der Stauchplatte infolge thermischer 

Belastung (a-b), dargestellt ist jeweils der Querschnitt der Platte vom 

Mittelpunkt bis zum Rand. 


Die Formgebungsversuche mit der modifizierten Werkzeuggeometrie des zweiten 

Antragszeitraums (Bild D-56) wurden im Teilprojekt E1 durchgeführt. Zur getrennten 

Untersuchung der Lastfälle Thermoschock und mechanische Belastung wurden zunächst 

Formfüllungsversuche mit nur geringen Presskräften durchgeführt. Die Versuche zeigen 

eine gute Formfüllung bei hoher Formgenauigkeit, Kantenschärfe und Oberflächenqualität 

des Werkzeugs und des Werkstücks (Bild D-56). Es wurde keine Rissbildung der 

keramischen Segmente beobachtet.



465 

Bild D-56: Segmentiertes Siliziumnitrid-Werkzeug für Thixo-Schmiedeversuche und 

thixogeformtes Bauteil. 

Die Schmiedeversuche wurden mit einem Pressdruck von 24 MPa, umgerechnet auf den 

Durchmesser des Werkzeugrahmens, durchgeführt. Die Oberflächenqualität und 

Formgenauigkeit der Werkzeuge war auch in den Schmiedeversuchen sehr gut. Die 

Keramik-Oberfläche wurde keramographisch im Querschnitt präpariert und 

rasterelektronenmikroskopisch untersucht. Bild D-57 zeigt eine REM-Aufnahme der 

Si3N4- Stahl-Kontaktzone. Es ist eine Reaktionszone von ca. 1-3 µm zu erkennen, die 

durch eine Verarmung des keramischen Gefüges an glasiger Korngrenzenphase 

gekennzeichnet ist. Oberhalb dieses Bereichs werden metallische Anhaftungen einer Dicke 

von ca. 1-2 µm beobachtet. Der Schädigungsmechanismus zeigt gute Übereinstimmung 

mit den durchgeführten Korrosionsuntersuchungen. Eine Aussage über das Verhalten der 

Kontaktzone bei weiteren Formgebungsschritten auf Basis dieser Versuche ist nicht 

möglich.



466 

Bild D-57: REM-Aufnahme der Kontaktzone Stahl/Keramik nach Thixoschmiedeversuchen. 

Nach wenigen Zyklen traten Risse quer zu den Segment-Kontaktstellen in der Mitte zweier 

Keramiksegmente auf (Bild D-58). Trotz der Risse wurden weitere Schmiedeversuche 

durchgeführt, da auf der Oberfläche der geschmiedeten Bauteile keine Schädigung zu 

erkennen war. Dieser Effekt wird auf den verformungslosen Bruch der Keramik 

zurückgeführt. 

Auffallend war die Anordnung der Risse, die bei allen gerissenen Segmenten gleich war. 

Die Untersuchung der Bruchfläche der Keramiken belegt, dass die rissauslösende 

Fehlstelle auf der Innenseite der Kavität liegt (Bild D-58) und somit der Rissfortschritt von 

innen nach außen erfolgt ist. 

Bild D-58: Siliziumnitrid-Werkzeug nach Schmiedeversuchen.



467 

Aus dem Vergleich der Formfüllungs- und Schmiedeversuche ergibt sich, dass die 

Rissbildung nicht auf den thermischen Schock, sondern auf die mechanischen Belastung 

zurückzuführen ist. Das Versagen der Si3N4-Segmente wird einer mangelhaften 

mechanischen Stützung der keramischen Halbringe zugeschrieben, da sich der 

Warmarbeitsstahl-Formrahmen während des Vorheizens auf ca. 350°C thermisch dehnt, 

während die in kaltem Zustand passgenau eingesetzten Keramiksegmente nur sehr geringe 

Dehnung erfahren. Die unterschiedliche thermische Dehnung der Werkstoffe führt dazu, 

dass der Formrahmen sich weitet und die Si3N4-Halbringe nur noch in ihrem Scheitelpunkt 

aufliegen. Bei mechanischem Druck auf die Halbringe wird die zulässige Zugspannung an 

der Innenseite der Segmente überschritten und es kommt zur Rissbildung. Eine Lösung für 

dieses Problem besteht in der Aufbringung von Druckspannungen in den keramischen 

Werkzeugen durch äußere Armierung. 

Weitere Formgebungsversuche mit vollkeramischen Werkzeugteilen werden in diesem 

Bewilligungszeitraum mit dem Werkzeug-Verbundkonzept durchgeführt, das im 

Teilprojekt D1 ausführlich beschrieben ist. Zur Verdrängung des teilflüssigen Stahles wird 

eine Si3N4-Stempelspitze eingesetzt, die durch das Untergesenk eingefahren wird 

(Bild D-59). Die Stempelspitze wird im Teilprojekt D1 auf Warmarbeitsstahl-Stempel 

aufgelötet. Vollkeramische Bauteile, insbesondere Si3N4, sind für den Einsatz in thermisch 

hochbelasteten Werkzeugbereichen wie der Stempelspitze wegen ihrer hervorragenden 

Hochtemperaturfestigkeit prädestiniert. 

Bild D-59: Werkzeug-Verbundkonzept mit keramischer Stempelspitze aus Si3N4.



468 

Arbeitsgemeinschaft Aluminium-Lithium 

Zur Durchführung der Versuche wurde der Schmelzkorrosionstest unter Schutzgasspülung 

(Argon) betrieben, um die Oxidation abdampfender Lithiumverbindungen zu verhindern. 

Es wurden sowohl oxidische Werkstoffe (Al2O3, ZrO2, Al2TiO5) als auch nicht-oxidische 

Keramiken getestet (Si3N4, SiC). Die Keramikproben wurden nach dem Test 

rasterelektronenmikroskopisch untersucht. Weder Infiltration noch Reaktion mit der 

Aluminiumschmelze wurden beobachtet. Eine Diffusion von Lithium aus der Schmelze in 

die Keramik konnte mittels EDX-Analyse nicht nachgewiesen werden, da das Element 

Lithium mit dieser Methode nicht detektiert wird. Die durchgeführten Versuche bestätigen 

die Untersuchungen der ersten beiden Bewilligungszeiträume mit Aluminium-Schmelzen 

und zeigen keine Wechselwirkungen mit Lithium als Legierungselement in Al- 

Legierungen. Die getesteten Keramiken sind als Werkzeugwerkstoffe für das 

Thixoforming von Al-Li-Legierungen geeignet. Die Auswahl des jeweils optimalen 

Werkstoffs für eine bestimmte Anwendung muss anhand der mechanischen, thermischen 

und tribologischen Eigenschaften der Werkzeuge erfolgen. 

Keramische Funktionsbauteile 

Im Teilprojekt D2 wurden neben Formgebungswerkzeugen keramische Funktionsbauteile 

für die Erwärmungs- und Formgebungsanlagen im Projektbereich E entwickelt. Die 

feuerfeste Auslegung einer Gießrinne für den Rheogießprozess wurde am GHI 

durchgeführt. Zusätzlich wurden temperaturbeständige Tiegel zur Begrenzung der 

Strahlungsverluste beim Erwärmen der Stahlbolzen sowie diverse Isolationsbauteile und 

Panzerungen hergestellt. 

3.4 Zusammenfassung und Ziele 

In den ersten beiden Bewilligungszeiträumen wurden im Teilprojekt D2 keramische 

Werkstoffe auf ihre Eignung als Werkzeugwerkstoff im Thixoforming von Aluminium-, 

Kupfer- und Stahllegierungen getestet und hinsichtlich ihrer korrosiven Eigenschaften im 

Kontakt mit Metallen bei erhöhten und hohen Temperaturen charakterisiert. Im Hinblick 

auf das Thixoforming von Aluminium wurde ein hohes Potential von Keramiken als 

Werkzeugwerkstoff festgestellt. Auf Grundlage dieser Untersuchungen wurden zu Beginn 

des dritten Bewilligungszeitraums zwei Werkstoffgruppen als Werkzeugwerkstoffe für die 

Stahlformgebung favorisiert: Aluminiumoxid-Keramiken, die sich durch sehr gute 

Korrosionsbeständigkeit gegenüber metallischen Schmelzen auszeichnen, und 

Siliziumnitride, die hervorragende Hochtemperaturfestigkeit und Temperaturwechselbeständigkeit 

besitzen. Kritisch für den Einsatz als Umformwerkzeuge für das 

Thixoforming von Stahl sind insbesondere die niedrige Temperaturwechselbeständigkeit 

des Aluminiumoxids und die Korrosionsbeständigkeit des Siliziumnitrids gegenüber 

teilflüssigen Stählen. Zu beiden Werkstoffrouten wurden Untersuchungen und



469 

Formgebungsversuche durchgeführt und für die verschiedenen Problemstellungen 

Lösungswege erarbeitet. 

Im Bereich der Aluminiumoxide wurde nach Versuchen zur Verbesserung der 

Temperaturwechselbeständigkeit durch Gefügedesign ein Werkstoff-Konzept erarbeitet, 

das durch aktive Beheizung der Gesenke bzw. Rezipienten die Prozessparameter der 

Stahlformgebung derart verändert, dass der Einsatz temperaturwechselempfindlicher 

Keramiken als Werkzeugwerkstoff ermöglicht wird. 

Das Verhalten von Siliziumnitrid-Werkzeugen im Thixoforming von Stählen wurde 

ausführlich untersucht. Zur Sicherstellung der Eignung dieser Werkstoffgruppe wurden 

Kontaktkorrosionsversuche durchgeführt und die auftretenden Korrosionsmechanismen 

identifiziert. In Stauch- und Formgebungsversuchen mit vollkeramischen Si3N4- 

Werkzeuggeometrien wurde eine sehr gute Oberflächenqualität und Formgenauigkeit der 

Bauteile erzielt. Der korrosive und tribologische Angriff des teilflüssigen Stahls nach 

mehreren Formgebungszyklen war unkritisch, rasterelektronenmikroskopische 

Untersuchungen der belasteten Werkzeuge zeigen gute Übereinstimmung mit den 

vorangegangenen Korrosionsversuchen. Unterstützt durch begleitende Simulationsrechnungen 

wurden die Versagensmechanismen der Si3N4-Werkzeuge bestimmt und 

Maßnahmen zur Verbesserung der Leistungsfähigkeit erarbeitet: Anhand von FEM- 

Spannungsberechnungen können thermoschockbedingte Spannungsspitzen im Gefüge 

bestimmt werden; durch geeignete Auslegung der Werkzeuge kann die Rissbildung infolge 

Thermoschock vermieden werden. Eine weitere Maßnahme zur Verbesserung des 

Verhaltens keramischer Werkzeuge ist die äußere Armierung der Werkzeuge. Die dadurch 

erzeugte Druckvorspannung des Gefüges wirkt sowohl den mechanischen als auch den 

thermischen Belastungen entgegen und steigert somit die Belastbarkeit der Gesenke. 

Die im dritten Bewilligungszeitraum durchgeführten Untersuchungen und 

Formgebungsversuche zeigen ein hohes Potential keramischer Werkzeuge für das 

Thixoforming von Stahl. 

Nachdem im dritten Bewilligungszeitraum werkstoffkundliche Konzepte erarbeitet 

wurden, die den kritischen mechanischen und thermomechanischen Belastungen der 

Formgebung thixotroper Stähle standhalten, ist es Ziel des vierten Antragszeitraums, die 

Verschleiß- und Versagensmechanismen der keramischen Werkzeuge im Dauerbetrieb zu 

untersuchen. Von besonderem Interesse ist dabei das Verhalten der in den vergangenen 

Bewilligungszeiträumen erforschten chemischen Wechselwirkungen zwischen 

Werkzeugoberfläche und teilflüssigem Stahl: 

Wie wirken sich die beobachteten Veränderungen der Werkzeugoberfläche, insbesondere 

bei Siliziumnitrid-Keramiken auf das Langzeitverhalten der Werkzeuge aus? 

Kann dieses Verhalten z.B. durch Variation der Glasphasenzusammensetzung gesteuert 

werden?



470 

Welche Verschleißmechanismen treten auf? Wie können diese verringert werden? 

Weiterhin besteht Entwicklungsbedarf zur Auslegung und Anpassung des neu entwickelten 

Konzepts aktiv beheizter Werkzeuge in den verschiedenen Formgebungsverfahren, 

insbesondere dem Thixostrangpressen. Die Prinzipversuche des dritten 

Bewilligungszeitraums haben die Realisierbarkeit solcher vollkeramischen Werkzeuge 

bestätigt, im vierten Antragszeitraum sollen die Grenzen dieses Verfahrens erarbeitet und 

die Auswirkungen auf die Bauteileigenschaften durch das veränderte Temperaturprofil 

während der Formgebung untersucht werden. 

Ziel der Arbeiten im vierten Antragszeitraum ist daher die Untersuchung des Verhaltens 

der keramischen Werkzeuge hoher Formkomplexität in Kleinserien. Anhand dieser 

Versuche sollen Geometriegrenzen, Verschleißmechanismen und Versagenswahrscheinlichkeiten 

ermittelt werden, die eine Vorhersage der Lebensdauer der Werkzeuge 

ermöglichen und damit den Nachweis der Serientauglichkeit erbringen. Dabei sollen die 

Werkzeugkonzepte eingesetzt werden, die in den ersten drei Bewilligungszeiträumen 

erarbeitet worden sind: Verbundwerkzeuge mit Si3N4-Bauteilen an thermisch 

hochbelasteten Stellen und aktiv beheizte, vollkeramische Al2O3-Werkzeuge, insbesondere 

für das Thixostrangpressen von Stählen. 

Weiterhin sollen keramische Funktionsbauteile zur Erhöhung der Betriebssicherheit und 

Leistungsfähigkeit der Erwärmungs- und Formgebungsanlagen im Projektbereich E 

entwickelt und hergestellt werden.


/Dorey 02/ Dorey, R.A.; Yeomans, J.A.; Smith, P.A. 



471 

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Journal of the European Ceramic Society, [22], 403-409, (2002) 

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/Wang 98/ Wang, G.; V.D. Krsti, 

Roles of Porosity, Residual Stresses and Grain Size in the Fracture 

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Philosophical Magazine A, Vol.78, No.5, 1125-1135, (1998) 

/Wu 01/ Wu, Y.; Zhang, Y.; Huang, X.; Guo,J. 

/Ziegler 85a/ Ziegler, G. 

/Ziegler 85b/ Ziegler, G. 

/Ziegler 85c/ Ziegler, G. 

Microstructural Development and Mechanical Properties of Self- 

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Strength Engineering Ceramics – Part I: Data of Thermal Stress 

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Strength Engineering Ceramics – Part II: Influence of 

Microstructure on Thermal Shock Resistance of High-Strength 

Engineering Ceramics, 

Zeitschrift für Werkstofftechnik, [16], 45-55, (1985) 


Strength Engineering Ceramics – Part III: Improvement of Thermal 

Stress Resistance of High-Strength Engineering Ceramics, 

Zeitschrift für Werkstofftechnik, [16], 81-88, (1985)



472 



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A. Kaiser, S. Meyer-Rau, R. Telle 

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473 


„Modell Tests and Analysis of Corrosion Resistance of Ceramic Tool Dies for 

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in print 

S. Münstermann,, R. Telle 

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Korrosive Wechselwirkungen zwischen Keramiken und teilflüssigen Legierungen 

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ISBN-3-89653-977-9 


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Y. Guo, S. Meyer, R. Telle, S. Long 

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Technical Association of Refractories, Japan (Hrsg.), Osaka (2003) 18-21 

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Industrials, Verlag Stahleisen, Düsseldorf (2003) 35-43 


E. Lugscheider, K. Bobzin, M. Maes, R. Telle, S. Münstermann , 

J. Schneider, D. Kurapov 


G Eigene ergänzende Literatur (> 3 Jahre) 

A. Kaiser, R. Telle, M. Herrmann, H,.J. Richter, W. Hermel 

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Part of the Nd-Si-Al-O-N System, Z. Metallkunde 92 (2001) 10 1163-1169 

W.A. Meulenberg, R. Telle, H. Rothe, P.R.Sahm 

Fabrication and Investigation of Ceramic Shell Moulds for Investment Casting, 

cfi/Ber. dt. keram. Ges., 77(4) (2000) 30-35



475 

4 Teilprojekt D3 – Entwicklung und Verhalten von CVD- 

Schichverbunden 


Die Aufgabe des Teilprojektes D3 ist die Entwicklung von mittels PECVD (Plasma 

Enhanced Chemical Vapor Deposition) hergestellten Schichtsystemen zum Schutz von 

Werkzeugen für die Formgebung von teilflüssigen Aluminiumlegierungen und Stählen. 

Durch Verwendung geeigneter Beschichtungen konnten die Werkzeugeigenschaften, 

insbesondere die Korrosionsbeständigkeit und die tribologischen Charakteristika, 

wesentlich verbessert werden. Hierdurch konnte eine deutliche Verlängerung der 

Lebensdauer der Werkzeuge erzielt werden. Neben der Abscheidung mittels PECVD 

sowie der Charakterisierung der Beschichtungen wurden insbesondere auch 

Tauglichkeitsuntersuchungen bei möglichst realitätsnahen Bedingungen mittels 

Modelltests und schließlich die Herstellung und Erprobung realer Bauteile durchgeführt. 

Die Untersuchungen wurden zunächst für die Aluminiumformgebung und dann für die 

Stahlformgebung durchgeführt. 

4.2 Angewandte Methoden und Anlagen 

4.2.1 Abscheidung von Schichtsystemen mittels PECVD 

Beim PECVD kann die Plasmaerzeugung durch eine elektrische Gasentladung erfolgen, 

bei der freie Ladungsträger durch eine Potentialdifferenz beschleunigt werden. Die 

Ionisierung und Anregung der Gasteilchen ermöglichen es, die Abscheidetemperatur im 

Vergleich zur thermischen CVD zu senken. So können temperaturempfindliche 

Werkstoffe, wie z.B. angelassene Stähle, beschichtet werden. 

Das Arbeitsgebiet der PECVD-Verfahren liegt im Bereich der anomalen Gasentladung. 

Bei der anomalen Gasentladung wird die gesamte Oberfläche des beschichteten 

Werkstoffes, die üblicherweise als Kathode verwendet wird, von einem Glimmsaum 

bedeckt, was eine gleichmäßige Beschichtung von Werkzeugen mit komplexer Geometrie 

ermöglicht. Ferner besteht bei diesem Verfahren die Möglichkeit, die Substrate vor der 

eigentlichen Schichtabscheidung durch eine geeignete Plasmabehandlung auf die spätere 

Schichtabscheidung vorzubereiten und so nitridische, carbidische oder boridische 

Diffusionsschichten zu erzeugen. 

Um nicht leitende Schichtsysteme mit höherer Reproduktivität und Stabilität abzuscheiden, 

wurde die PECVD-Anlage für die Verwendung von bipolarem gepulstem Plasma 

umgebaut. Weitergehend wurde die Gasversorgung so modifiziert, dass die 

Schichtdickenverteilung homogen wurde. 

Die Beschichtungen wurden in der PECVD-Anlage (Bild D-60) aus Gasmischungen von 

AlCl3, BCl3, O2, N2, C2H4, H2 und Ar mit Hilfe eines gepulsten bipolaren 

Gleichstromplasmas abgeschieden. Es wurden der Einfluss der Temperatur, der 

Plasmaparameter, wie z.B. die gesamte Kathodenleistungsdichte und die



476 

Entladungspannung, und die Verhältnisse in der Gasmischung auf die kristallografische 

Struktur, die Morphologie und die mechanischen Eigenschaften der Schichten untersucht. 

Die Proben werden auf dem Probenhalter platziert, der im Betrieb als eine der beiden 

Kathoden dient (siehe Bild D-61). Für die Erzeugung des Plasmas wurde der Pulser „SPIK 

1000A“ der Firma MELEC eingesetzt, der nach dem bipolaren Schema geschaltet wurde. 

Der Pulser erlaubt eine maximale Spannung von 1000 V und eine maximale Pulsfrequenz 

von 50 kHz. 

Für die vorliegenden Untersuchungen wurde Al2O3 auf den Warmarbeitstählen 1.2343 und 

1.2999 und auf der Molybdänlegierung TZM (99%Mo, 0.5%Ti, 0.1%Zr) abgeschieden. 

Die Auswahl der Werkstoffe für die Proben basiert auf der möglichen Benutzung dieser 

Materialien als Werkzeuge für die Formgebung von teilflüssigen Aluminiumlegierungen 

und Stählen /Lugscheider 00/. 

Unterschiedliche Methoden zur Schichtcharakterisierung wurden eingesetzt, um die 

Eigenschaften der aufgebrachten Schichten und deren Abhängigkeiten von den 

Prozessparametern zu bestimmen. Als grundsätzliches Ziel der Untersuchungen wurde die 

Erarbeitung der Grundlagen für die Anwendung von Al2O3 als Schutzschicht für 

Thixoformingwerkzeuge verfolgt. 

Die Untersuchungen der mechanischen Eigenschaften wurden mittels Nanoindenter 

durchgeführt, um Aussagen über die Mikrohärte und die Elastizität der Schichten zu 

gewinnen. Das tribologische Verhalten der Schichten wurde mit Hilfe des Tribotests 

untersucht. Weiterhin wurden die abgeschiedenen Schichten auf ihre Kristallstruktur, 

chemische Zusammensetzung und Morphologie mittels Röntgenbeugung bei streifendem 

Einfall (GIXRD), Rastelektronenmikroskop (REM + EDX) und Elektronenstrahlmikrosonde 

(EPMA) untersucht. 

Weitere Untersuchungen betrafen die Abscheidung geeigneter Schichtverbunde auf 

Einsätzen für die Aluminium- und Stahlformgebung. Hierbei wurde in Zusammenarbeit 

mit den Projektbereichspartnern D1, D2 und E1 ein Werkzeugkonzept für die 

Stahlformgebung entwickelt und in Zusammenarbeit mit Teilprojekten D1 und D2 

realisiert.

Bild D-60: Schema der PECVD-Anlage 

Bild D-61: Innenansicht der Abscheidekammer der PECVD-Anlage 



477



478 

4.2.2 Modelltests für die Untersuchung von Werkstoffverbunden für das 

Thixoforming und Suche nach Werkzeugsystemen für die Formgebung von 

Stählen 

Um das Verhalten der Schichten unter Thermowechselbelastung untersuchen zu können, 

wurde ein Thermoschockprüfstand aufgebaut. Der Aufbau ist in Bild D-62 dargestellt. Der 

Prüfstand besteht aus einem Hydraulikzylinder, der die Proben zyklisch mit einem Druck 

von 78 MPa gegen einen im Ofen auf Temperatur gehaltenen Gegenkörper presst. Die 

Temperatur des Gegenkörpers, gegen den die zu untersuchenden Proben gepresst wurden, 

betrug 117030 °C, womit die Belastungen beim Stahlthixoforming simuliert werden 

können. Der Gegenhalter wurde aus temperaturbeständigem Stahl 1.4828 aufgebaut mit 

einer Spalte für einen Gegenkörper aus dem Stahl HS 6-5-2. Bei ca. 1200°C befindet sich 

der Stahl HS 6-5-2 nah an der unteren Grenze des Solidus-Liquidus-Intervalls, so dass die 

im teilflüssigen Zustand auftretenden Belastungen nahe bei den Realbedingungen erfasst 

werden können. Während der Belastungszyklen wurden die Proben regelmäßig hinsichtlich 

der Bildung von Rissen und Abplatzungen untersucht. Um starke Korrosion während des 

Versuchs zu verhindern, wurden die Experimente in Schutzgasatmosphäre durchgeführt. 

Hydraulikzylinder 

Probe 

Kühlgas 

Gegenkörper 

Ofen 

Schutzgas 

Temperatur: bis 1400 °C 

Anpressdruck: 78 MPa 

Haltezeit/Pause: 5s/5s 

Gegenkörper: HS 6-5-2, Al-Leg. 

Kühlgase: N2, Ar 

Schutzgase: N2, Ar 

Bild D-62: Thermoschockprüfstand nach Umbau zur Annäherung der Bedingungen beim 

Thixoforming von Stahl 

Die Untersuchungen zum Korrosionsverhalten der Schichten wurden im Kontakt mit 

flüssigen Aluminiumlegierungen A356 (AlSi7Mg: 7,0% Si, 0,3% Mg, Rest Al) bei 740 °C 

und mit teilflüssigem Schnellarbeitstahl HS 6-5-2 bei 1275 °C durchgeführt. Durch diesen 

Test können die Wechselwirkungen zwischen Werkzeug und flüssiger Legierung nahe den 

realen Vorgängen simuliert werden. Die Proben wurden anschließend metallografisch 

präpariert und hinsichtlich Korrosionsscheinungen untersucht. Der schematische Aufbau



479 

des Prüfstands für die statische Schmelzkorrosionsuntersuchung ist in Bild D-63 

wiedergegeben. 

Probe Schmelze 

Diffusionszone 

Kontaktzeit: 20-24 Std. 

Schmelze: Al-Legierungen, Stahl 

Temperatur: 740-1300°C 

Bild D-63: Aufbau der Schmelzkorrosionsversuche 


Schicht 

Substrat 

4.3.1 Abscheidung von Schichtsystemen mittels PECVD 

Zentraler Arbeitspunkt des Projektbereichs „Werkzeuge“ ist die Konzeption und 

Erforschung einer geeigneten Werkzeugoberflächenbehandlung für das Thixoforming von 

Stählen. Die extremen Temperaturbelastungen bei weiterhin hoher mechanischer 

Beanspruchung führen während der Stahlformgebung zu beschleunigten chemischen 

Reaktionen in der Grenzfläche zwischen Werkzeug und Werkstück und zu schneller 

Interdiffusion der Stahlelemente. Ziel der Arbeiten war es, durch geeignete 

Schichtverbunde korrosiven und abrasiven Verschleiß der Werkzeugoberfläche deutlich zu 

reduzieren. 

Aufgrund ihrer attraktiven Eigenschaften waren im laufenden Antragszeitraum 

insbesondere Al2O3-Schichten Gegenstand der Untersuchungen. Dabei sind - und -Al2O3 

besonders vielversprechend für die Formgebung teilflüssiger Legierungen, weil sie sehr 

gute Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit in Kombination mit sehr guten 

mechanischen Eigenschaften aufweisen /Täschner 98, Kyrylov 02/. Da die Al2O3- 

Schichten im Vergleich zu den TiAlN- und TiBN- Schichtsystemen das überlegene 

Nutzungspotenzial für die Aluminium- und insbesondere für die Stahlformgebung 

aufzeigen, wurden nach preliminärer Evaluation von TiAlN und TiBN weitere Arbeiten 

auf das Materialsystem Aluminiumoxid konzentriert. 

Mittels PECVD wurden solche Schichten auf die Warmarbeitstähle 1.2343 und 1.2999 und 

auf die Molybdänlegierung TZM abgeschieden. Die Abscheideparameter für Al2O3 -



480 

Schichten sowie weiterer im Rahmen des SFB erprobter Schichtsysteme sind in 

Tabelle D-9 zusammengefasst. 

Al2O3 

Temperatur 500 °C-650 °C 550°C 

Druck 170-200 Pa 175 Pa 

Diffusionsbechandlung 

Gasmischung AlCl3-H2-O2-Ar N2/C2H4/BCl3/O2-H2-Ar 

Frequenz 10-25kHz 10 kHz 

Verhältnis O2/AlCl3 0,5-1,4 - 

Gesamter Gasdurchfluss 21,57 nl/h 17,5 nl/h 

Plasmaleistung auf der 

unteren Kathode 

0,75 – 9.05 W/cm 2 1.5 W/cm 2 

Spannung 450-950 V 600 V 

Tabelle D-9: Parameter der Oberflächebehandlung in der PECVD-Anlage 

Es wurde festgestellt, dass sich die kristallografische Struktur des Al2O3 in deutlicher 

Abhängigkeit von den Abscheideparametern wie Temperatur und Kathodenleistungsdichte 

ändert. Die gesamten Ergebnisse lassen sich in einem schematischen Diagramm darstellen 

(Bild D-64).

Kathodenleistungsdichte (W/cm 2 ) 

8 

6 

4 

2 

amophous+-Al 2 O 3 

-Al 2 O 3 

+-Al 2 O 3 

-Al 2 O 3 

I 

II 

III 

500 520 540 560 580 600 620 

Temperatur (°C) 

IV 



481 

Bild D-64: Phasendiagramm der Änderung der kristallografischen Struktur von Al2O3 

Entsprechend den nach der Abscheidung ausgebildeten Phasen können vier Zonen im 

Kathodenleistungsdichte-Temperatur-Raum beschrieben werden. Die bei relativ niedrigen 

Temperaturen und Kathodenleistungsdichtungen abgeschiedenen (Zone I) Schichten 

bestehen aus amorphem und -Al2O3 und weisen schwach ausgeprägte -Struktur auf. Mit 

dem Anstieg der Temperatur und der Kathodenleistungsdichte steigen die Intensitäten der 

XRD-Linien, was auf eine wesentlich besser ausgeprägte kristalline -Al2O3-Struktur 

(Zone II) hinweist. Die bei den Bedingungen der Zone III aufgebrachten Schichten zeigen 

eine zweiphasige Struktur, die aus - und -Phasen besteht. Eine weitere Erhöhung der 

Temperatur und der Kathodenleistungsdichte führt zur Abscheidung von reinem -Al2O3 

(Zone IV). 

Die chemische Zusammensetzung der Schichten wurde mittels EPMA untersucht. In allen 

Fällen entstanden also Schichten mit einer chemischen Zusammensetzung, die sich als 

Al2O3 beschreiben lässt. Die Schichten waren nahezu stöchiometrisch und das Al-O- 

Verhältnis für die Schichten betrug 0.590.02. 

Die Cl-Gehalte in den Schichten sind von der Kathodenleistungsdichte abhängig. Mit 

Erhöhung der Kathodenleistungsdichte bei allen Temperaturen steigt der Chloranteil bis zu 

5.3 - 6.1 at. %. 

Die Morphologie der abgeschiedenen Schichten wurde mit Hilfe von SEM-Aufnahmen an 

Querbrüchen untersucht (Bild D-65). Die beiden - und -Al2O3-Schichten sind dicht und 

frei von Rissen oder Porositäten und haben eine feinkörnige Struktur. Die folgenden Bilder 

zeigen die Änderung der Schichtmorphologie von Al2O3-Schichten, wenn sie die reine -



482 

Phase aufweisen. Die Oberfläche von -Al2O3 ist im Augenmerk rauer und die Körner 

sind größer als bei den - Al2O3-Schichten. 

a) b) 

Bild D-65: SEM-Aufnahmen von A2O3 Schichten. a) - A2O3 b) - A2O3 

Die abgeschiedenen Schichten wurden hinsichtlich ihrer mechanischen Eigenschaften 

geprüft. Die Mikrohärte sowie der reduzierte Elastizitätsmodul wurden mittels 

Nanoindenter gemessen. Die Ergebnisse sind in Bild D-66 dargestellt. 

red. E-Modul (GPa) 

220 

200 

180 

160 

140 

500°C 550°C 600°C 

120 

2 3 4 5 6 7 


Härte (GPa) 

24 

20 

16 

12 

500°C 550°C 600°C 

2 3 4 5 6 7 


Bild D-66: Härte und reduzierter Elastizitätsmodul von Al2O3-Schichten in Abhängigkeit 

von der Abscheidetemperatur und der Kathoden-leistungsdichte 

Die Abhängigkeit von den gemessenen Parametern lässt sich mit der Änderung der 

Struktur erklären. Kristallines -Al2O3, das bei der Temperatur von 600 °C und einer 

Kathodenleistungsdichte von 5.3 und 6.6 W/cm 2 abgeschieden wurde, hat eine Härte von 

171.5 GPa; die Schichten mit gemischter Struktur, bestehend aus -und -Phasen, weisen 

die niedrigere Härte von 151.5 GPa auf. Ein weiterer Anstieg der Härte und des 

reduzierten Elastizitätsmoduls wurde bei Schichten mit reinem -Al2O3 gemessen und 

betrug 21.51 GPa für die Härte und 210 8 GPa für die Elastizität.



483 

Mit dem Scratchtestverfahren wurde die Haftfestigkeit der Schichten bestimmt. Die Werte 

der kritischen Last zeigen nur schwache Abhängigkeit von den Abscheideparametern und 

liegen im Bereich von 30-40 N. Diese Werte können für die vielfältigen technischen 

Anwendungen von Al2O3-Schichten nicht ausreichend sein. Zur Verbesserung der Haftung 

von Al2O3-Schichten auf Stahl wurde der Einfluss von verschiedenen Vorbehandlungen 

untersucht. In Tabelle D-10 sind die Ergebnisse zusammengefasst. Die 

Aluminiumoxidschichten wurden bei 600 °C und 6.6 W/cm 2 abgeschieden. Aus 

Tabelle D-10 ist zu erkennen, dass die höchste kritische Last von bis zu 50 N die 

Schichten zeigen, die auf nitriertem Stahl aufgebracht sind. 

Schichtaufbau 

Nitrieren+Al2O3 

Oxidieren+Al2O3 

Borieren+Al2O3 

Carburieren+Al2O3 

Al2O3 auf Warmarbeitstahl 

Kritische Last nach 

dem Scratchtest 

50 N 



484 

red. E r-Modul (GPa) 

220 

200 

180 

160 

140 

120 

Al 2O3 3 m 200 m 

E-Modul 

Härte 

Nitrierter Stahl Stahl 

Bild D-67: Härte- und Elastizitätsprofil bei einem nitrierten und anschließend mit Al2O3 

beschichteten Stahl 

Die tribologischen Eigenschaften der abgeschiedenen Schichten wurden mittels 

Tribometermessungen in Stift-Scheibe-Geometrie untersucht. Zur Untersuchung kamen die 

bei 580°C und unterschiedlichen Kathodenleistungsdichten auf Warmarbeitsstahl 

abgeschiedenen Schichten. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen sind in Bild D-68 

dargestellt. Die Untersuchungen zeigen, dass der Reibungskoeffizient ( bei höherer 

Temperatur deutlich kleinere Werte aufweist als bei Raumtemperatur. Es wurden keine 

großen Unterschiede der Werte der Reibungskoeffizienten in Abhängigkeit von den 

Abscheidungsparametern gefunden. Für die Untersuchungen bei Raumtemperatur lagen 

die Werte im Bereich von 0.7 bis 0.80.1. Bei 500 °C sank der Reibungskoeffizient bis auf 

0.50.05. Weil der Reibungskoeffizient sehr hohe Werte annimmt, ist es notwendig, mit 

Blick auf die Prozesssicherheit und das Langezeitverhalten ein Schmiermittel zu 

verwenden, z.B. BN oder BCN (siehe Forschungsantrag). 

20 

16 

12 

8 

4 

Härte (Gpa)

Reibungskoeffizient 

0.9 

0.6 

0.3 

Reibungskoeffizient bei RT 

Reibungskoeffizient bei 500 °C 

Abrasiver Verschleiß bei RT 

2 Verschleiß 

1 10 

2 4 6 8 

Kathodenleistungsdichte (W/cm 2 0 

) 

Bild D-68: Reibungskoeffizient und abrasiver Verschleiß der Al2O3-Schichten 

-12 (m 2 /N) 



485 

4.3.2 Durchführung von Modelltests für Werkzeugwerkstoffe 

Es wurden Untersuchungen mittels Schmelzkorrosions-, Auslagerungskorrosions- und 

Thermoschockverfahren durchgeführt. 

Das Korrosionsverhalten der Al2O3-Schichten wurde im Kontakt mit der flüssigen und 

teilflüssigen Al-Legierung A 356 (AlSi7Mg: 7.0%Si, 0.3%Mg, Rest Al) und dem 

teilflüssigen Stahl HS 6-5-2 (1.3343) geprüft. In Bild D-69 sind die Ergebnisse nach den 

Schmelzkorrosionsversuchen in den Al-Legierungen dargestellt. Diese Aufnahme 

demonstriert deutlich, dass keine Interdiffusion zwischen Al-Legierung und Substrat 

stattfindet. 

Schmelze (A356) 

-Al2O3 

Substrat (1.2343) 

Bild D-69: Schmelzkorrosionsversuch:-Al2O3 im Kontakt mit A356 24 Std. bei 740°C



486 

Bei den Auslagerungskorrosionsversuchen im Kontakt mit teilflüssiger Al-Legierung 

wurden vergleichbare Ergebnisse mit Schmelzkorrosionsversuchen erhalten. Nach den 

Versuchen ließen sich die Al-Legierungsbolzen problemlos von den Proben entfernen; 

Interdiffusion von Aluminium in Stahl oder Schichtabplatzungen konnten nicht festgestellt 

werden. 

Das Korrosionsverhalten der -Al2O3-Schichten wurde auch bei höheren Temperaturen in 

Kontakt mit dem teilflüssigen Stahl HS 6-5-2 untersucht. Die Temperatur wurde auf 

1275°C gehalten, was einem 20-30 % Flüssiganteil des Stahles entspricht. Hier kamen die 

TZM-Proben zum Einsatz. Aufgrund der höheren Löslichkeit des Mo im Stahl bildet sich 

im Fall der Schichtablösungen eine breitere Diffusionszone. In Bild D-70 ist die 

Vermeidung von Interdiffusion durch PECVD--Al2O3 dargestellt. 

Schmelze (HS6-5-2) 

-Al2O3 

Substrat (TZM) 

Bild D-70: Schmelzkorrosionsversuch: -Al 2O 3 im Kontakt mit Stahl HS 6-5-2 20 Std. bei 

1275°C 

Das Thermoschockverhalten der Schichtverbunde wurde mit Hilfe des bei MCh 

vorhandenen Prüfstands untersucht. Die Aluminiumoxidschichten wurden bei einer 

Gegenkörpertemperatur von 117030 °C getestet. In Bild D-71 und Bild D-72 sind die 

Aufnahmen der - und -Al2O3 Schichten nach den Thermoschockuntersuchungen 

dargestellt.



487 

Bild D-71: Querbruch der -Al2O3-Schicht nach dem Thermoschockversuch, 1000 Zyklen, 

117030 °C 

Bild D-72: Querbruch der -Al2O3-Schicht nach dem Thermoschockversuch, 1000 

Zyklen, 117030 °C 

Nach den Thermoschockuntersuchungen weisen die Aluminiumoxidschichten eine dichte 

feinkörnige Struktur auf. Keine Rissbildung oder Abplatzungen der Schichten sind 

erkennbar. Die Schichtoberfläche ist frei von Stahlresten. Die Zusammensetzung innerhalb 

der Schicht wurde mittels EDX geprüft. Die Ergebnisse der EDX-Messungen zeigen, dass 

sich während der Stauchversuche die chemische Zusammensetzung der Schichten nicht 

ändert. 

Die Ergebnisse der Thermoschockuntersuchungen beweisen, dass Aluminiumoxidschichten 

eine hervorragende Kombination von Thermowechselbeständigkeit, gekoppelt 

mit Oxidations- und Verschleißbeständigkeit, besitzen.



488 

4.3.3 Abscheidung und Erprobung den realen Werkzeugen 

In Zusammenarbeit mit dem Projektbereich E „Formgebung“ wurden Stauchplatten für die 

Stahlformgebung beschichtet. Die beschichteten Stahl- und TZM-Platten wurden am IBF 

(Projektbereich E) betriebsnah in Mittelserien getestet. Anschließend wurden sie mittels 

XRD, REM und EDX in Bezug auf Veränderungen in Struktur und Zusammensetzung 

untersucht. Alle Schichtsysteme erwiesen sich als geeignet, die Werkzeugoberfläche vor 

dem Angriff des teilflüssigen Stahls zu schützen. Der Querbrüche der mit - und -Al2O3 

beschichteten Stahlplatten nach den Stauchversuchen sind in Bild D-73 dargestellt. 

Anhaftungen 

Stahl 1.2999 

-Al2O3 

20 m 

Anhaftungen 

Stahl 1.2999 

Bild D-73: Querbruch der - und -Al2O3-Schichten nach den Stauchversuchen, 50 

Zyklen, 1250 C 

-Al2O3 

Die Schichten platzten nicht vom Substrat ab und wurden nicht abgelöst, ein 

Korrosionsangriff der Schmelze auf das Stahlsubstrat fand nicht statt. Um den Verschleiß 

der Schichten zu messen, wurden REM-Aufnahmen mit höherer Auflösung gemacht 

(Siehe Bilder D-74, D-75). Aus den dargestellten Bildern ist kein messbarer Verschleiß zu 

erkennen. Die Ergebnisse der EDX-Messungen (Bilder D-74, D-75 Punkten 1 und 2) 

zeigen, dass sich während der Stauchversuche die chemische Zusammensetzung der 

Schichten nicht ändert. Die Stabilität des -Al2O3 wurde mittels XRD-Analyse untersucht 

(siehe Bild D-76). 

20 m

1 

Stahl 1.2999 

2 m 

2 

Stahl 1.2999 



489 

Bild D-74: Querbruch der -Al2O3-Schicht vor und nach den Stauchversuchen, 50 Zyklen, 

1250°C 

1 

Stahl 1.2999 

2 m 

2 

Stahl 1.2999 

Bild D-75: Querbruch der -Al2O3-Schicht vor und nach den Stauchversuchen, 50 Zyklen, 

1250°C 

2 m 

2 m



490 

Fe 

Fe 2 O 3 

Fe 3 O 4 

FeO 

-Al 2 O 3 

20 30 40 50 

2 (°) 

60 70 80 

Bild D-76: XRD-Spektrum der mit -Al2O3 beschichteten Stauchplatte nach den 

Stauchversuchen 

Das XRD-Spektrum zeigt die Anwesenheit von mehreren Fe-O-Phasen und von -Al2O3. 

Die erwartete Phasenumwandlung wurde während der Stauchversuche nicht 

beobachtet. Aus Bild D-73 sieht man, dass nach dem Versuch auf der Werkzeugoberfläche 

Reste des Thixostahls verblieben. Diese Anhaftung ist möglicherweise darauf 

zurückzuführen, dass während der Versuche die Temperatur im Bolzenkern höher war als 

am Bolzenrand und damit das Material in der Mitte weicher als am Rand. Als Folge ist die 

Anhaftung in der Mitte der Stauchplatte geringer als am Rand. 

Wie in Stauchversuchen bereits gezeigt wurde, ist die Reduzierung der Reibung von 

ausschlaggebender Bedeutung. Aus diesem Grund ist es notwendig, die entwickelten 

Schichtsysteme hinsichtlich Prozesssicherheit und Langzeitstabilität eingehend zu 

erforschen. Dazu soll im kommenden Antragzeitraum ein Schichtsystem, bestehend aus 

Aluminiumoxid mit integrierten Einlagerungen eines festen Schmierstoffes, erprobt 

werden. 

Gemäß dem entwickelten Werkzeugskonzept wurde ein Untergesenk mit Al2O3 

beschichtet und bei IBF für das Stahlthixofoming eingesetzt. Das Gesenk wurde aus 

Warmarbeitstahl gefertigt und besitzt eine komplexe Geometrie mit einer Kavität und 

Vertiefungen (siehe Bild D-77). Die Al2O3-Schicht wurde gleichmäßig auf die 

Gesenkoberfläche abgeschieden.

80 

115 

Bild D-77: Al2O3-beschichtetes Gesenk für die Stahlformgebung 



491



492 

4.4 Zusammenfassung und offene Fragen 

Bei MCh wurden im laufenden Antragszeitraum Al-O-Schichtsysteme auf Werkzeugen 

mittels plasmaunterstützer CVD abgeschieden und hinsichtlich ihrer Eignung für 

Thixoformingprozesse untersucht. Gemäss dem Anforderungsprofil ergeben sich die 

hauptsächlich auftretenden Belastungen für die Werkzeuge aus einem starken 

Thermoschock, sehr hoher thermischer und tribologischer Belastung sowie Korrosivangriff 

auf das Werkzeug durch teilflüssige Thixolegierungen. Deswegen wurde für die 

Untersuchung der Werkstoffe eine Methodik erarbeitet, die von grundlegenden 

Charakterisierungen über Modelltests zum praktischen Einsatz führt. Als Modelltests 

wurden Schmelz- und Auslagerungskorrosion, Thermoschock und tribologische 

Untersuchungen verwendet. Anschließend wurden die Schichten unter praxisnahen 

Bedingungen in Stauchversuchen sowie im Thixoformingsprozess eingesetzt. 

Die vorliegenden Untersuchungen zeigen, dass die bei relativ niedriger Temperatur 

abgeschiedenen kristallinen Al2O3-Schichten für einen Einsatz als Korrosionsschutzschicht 

auf Thixowerkzeugen von Al-Legierungen und für Stähle vielversprechend und geeignet 

sind. 

Aus den Modelltestsuntersuchungen wurde festgestellt, dass die beschichteten Werkzeuge 

eine sehr gute Oxidations-, Korrosions- und Thermoschockbeständigkeit besitzen. Eine 

deutliche Verbesserung der Haftfestigkeit konnte durch Plasmadiffusionsbehandlung des 

Substrates erreicht werden. Ferner wurden am IBF Pilotumformungsversuche 

durchgeführt; die beschichteten Werkzeuge zeigen eine gute Eignung für den Einsatz bei 

der Stahlformgebung, Schichtverschleiß oder Interdiffusion der Thixolegierung konnten 

nicht festgestellt werden. Aus den Stauchversuchen von Stahl wurde abgeleitet, dass die 

auftretenden Reibungsmechanismen zu einem Anhaftungsproblem führen. Um die 

Anhaftung von Thixolegierungen auf der Probenoberfläche zu verhindern, soll in der 

kommenden Antragsphase ein Schichtsystem erprobt werden, bestehend aus 

Aluminiumoxid mit integrierten Einlagerungen eines festen Schmierstoffes. Als 

Schmiermittel sollen BN und BCN eingesetzt werden.


/Kyrylov 02/ O. Kyrylov, R. Cremer, D. Neuschütz 



493 

„Bipolar pulsed PECVD of alumina hard coatings“, Acta Metall. 

Sin. 15/1 (2002) 1 

/Lugscheider 00/ E. Lugscheider, T. Hornig, D. Neuschütz, O. Kyrylov, R. Prange, 

R. Telle, R. Schmidt 

„Material-Concepts for dies for SSm-forming of steel” 

Proc. Of the 6 th Int. Conf. on semi-solid processing of alloys and 

composites, Turin, Italy, (2000) 587 

/Täschner 98/ Ch. Täschner, B. Ljungberg, V. Alfredsson, I. Endler, A. Leonardt 


„Deposition of hard crystalline Al2O3 coatings by bipolar pulsed 

d.c. PACVD“, Surf. Coat. Technol. 108-109 (1998) 257 


O. Kyrylov, R. Cremer, D. Neuschütz 

„Bipolar pulsed PECVD of alumina hard coatings“, Acta Metall. Sin. 15/1 (2002) 

1 


„Deposition of alumina hard coatings by bipolar pulsed PECVD“, Surf. Coat. 

Technol. 163-164 (2003) 203 

O. Kyrylov, D. Kurapov, J.M. Schneider 

„Effect of ion irradiation during deposition on the structure of alumina thin films 

grown by plasma assisted chemical vapour deposition“, Appl. Phys. A 

(eingereicht) 

D. Kurapov, J.M. Schneider 

„Alumina thin films deposited by PECVD for moulds protection in die casting of 

steel”, Steel Research Int. (eingereicht) 

R. Kopp, H. Shimahara, J.M. Schneider, D. Kurapov, R. Telle, 

S. Münstermann, E. Lugscheider, K. Bobzin, M. Maes 

„Characterization of Steel Thixoforming Tool Materials by High Temperature 

Compression Tests”, Steel Research Int. (eingereicht) 

gemeinsame Veröffentlichung mit Teilprojekten E1, D1, D2



494 

B Patente 


O. Kyrylov 

„Abscheidung und Charakterisierung von PECVD-Aluminiumoxidschichten“, 

Diss. RWTH-Aachen (2003) 



“Influence of thin coatings deposited by PECVD on wear and corrosion resistance 

of moulds for semi-solid processing”, Proc. of the 6th Int. Tooling Conf. 10-13 

September (2002) 863 



E. Lugscheider, K. Bobzin, M. Maes, R. Telle, S. Münstermann, J.M. Schneider, 

D. Kurapov 


G Eigene ergänzende Literatur (> 3 Jahre)

Projektbereich D Lugscheider, Erich 383 Projektbereich D ... - SFB 289

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