Projektbereich D Lugscheider, Erich 383 Projektbereich D ... - SFB 289
Projektbereich D Lugscheider, Erich 383 Projektbereich D ... - SFB 289
Projektbereich D Lugscheider, Erich 383 Projektbereich D ... - SFB 289
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<strong>Projektbereich</strong> D<br />
Werkzeuge<br />
Arbeitsbericht<br />
Förderzeitraum: 01.01.2002 bis 31.12.2004<br />
Projektleiter: Prof. Dr. techn. E. <strong>Lugscheider</strong><br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
<strong>383</strong><br />
Lehr- und Forschungsgebiet Werkstoffwissenschaften (WW)<br />
Augustinerbach 4-22<br />
52062 Aachen<br />
Tel.: 0241/80-95329<br />
<strong>Projektbereich</strong>spartner: Teilprojekt D1<br />
Lehr- und Forschungsgebiet Werkstoffwissenschaften (WW)<br />
Prof. Dr.-Ing. E. <strong>Lugscheider</strong><br />
Teilprojekt D2<br />
Institut für Gesteinshüttenkunde (GHI)<br />
Prof. Dr. rer. nat. R. Telle<br />
Teilprojekt D3<br />
Lehrstuhl für Werkstoffchemie (MCh)<br />
Prof. J.M. Schneider, Ph. D.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
384<br />
Inhaltsverzeichnis<br />
1 Einführung in den <strong>Projektbereich</strong> ............................................................................. 387<br />
2 Teilprojekt D1 – Multifunktionale Werkstoffverbunde............................................ 389<br />
2.1 Einführung in die Problemstellung ................................................................... 389<br />
2.2 Angewandte Methoden und Anlagen................................................................ 390<br />
2.2.1 Oberflächentechnik/Fügetechnik .............................................................. 390<br />
2.2.1.1 PVD - Pulstechnologie.......................................................................... 390<br />
2.2.1.2 Thermisches Spritzen mit nachträglicher Wärmebehandlung .............. 391<br />
2.2.1.3 Aktivlöten.............................................................................................. 392<br />
2.2.2 Analysemethoden zum Werkstoffscreening.............................................. 393<br />
2.2.3 Anwendungsnahe Untersuchungen........................................................... 395<br />
2.3 Durchführung und Ergebnisse........................................................................... 397<br />
2.3.1 Oberflächenanalytik .................................................................................. 397<br />
2.3.1.1 PVD....................................................................................................... 397<br />
2.3.1.2 Thermisches Spritzen ............................................................................ 412<br />
2.3.2 Aktivlöten.................................................................................................. 425<br />
2.3.3 Anwendungsbezogene Untersuchungen ................................................... 426<br />
2.3.3.1 Ball-on-disk Untersuchungen................................................................ 427<br />
2.3.3.2 Korrosionsuntersuchungen.................................................................... 430<br />
2.3.3.3 Thermoschockuntersuchungen.............................................................. 433<br />
2.3.3.4 Stauchversuch........................................................................................ 433<br />
2.3.4 Versuche am Realbauteil........................................................................... 437<br />
2.4 Zusammenfassung und offene Fragen............................................................... 439<br />
2.5 Schrifttum.......................................................................................................... 440<br />
2.6 Veröffentlichungen............................................................................................ 443<br />
3 Teilprojekt D2 – Keramische Funktionselemente..................................................... 449<br />
3.1 Einführung in die Problemstellung ................................................................... 449<br />
3.2 Angewandte Methoden ..................................................................................... 450<br />
3.2.1 Aluminiumoxid-Werkstoffe ...................................................................... 450<br />
3.2.2 Siliziumnitrid-Werkstoffe ......................................................................... 451
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
385<br />
3.3 Durchführung und Ergebnisse........................................................................... 453<br />
3.3.1 Aluminiumoxid-Werkstoffe ...................................................................... 453<br />
3.3.2 Siliziumnitrid............................................................................................. 461<br />
3.4 Zusammenfassung und Ziele............................................................................. 468<br />
3.5 Schrifttum .......................................................................................................... 471<br />
3.6 Veröffentlichungen............................................................................................ 472<br />
4 Teilprojekt D3 – Entwicklung und Verhalten von CVD- Schichverbunden............. 475<br />
4.1 Einführung in die Problemstellung.................................................................... 475<br />
4.2 Angewandte Methoden und Anlagen ................................................................ 475<br />
4.2.1 Abscheidung von Schichtsystemen mittels PECVD ................................. 475<br />
4.3 Durchführung und Ergebnisse........................................................................... 479<br />
4.3.1 Abscheidung von Schichtsystemen mittels PECVD ................................. 479<br />
4.3.2 Durchführung von Modelltests für Werkzeugwerkstoffe.......................... 485<br />
4.3.3 Abscheidung und Erprobung den realen Werkzeugen .............................. 488<br />
4.4 Zusammenfassung und offene Fragen............................................................... 492<br />
4.5 Schrifttum .......................................................................................................... 493<br />
4.6 Veröffentlichungen............................................................................................ 493
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
386
1 Einführung in den <strong>Projektbereich</strong><br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
387<br />
Im <strong>Projektbereich</strong> D besteht das Ziel in der grundlegenden Charakterisierung der<br />
auftretenden Verschleißmechanismen von geeigneten Werkstoffen oder Werkstoffverbunden<br />
für das Thixoforming von Stahl und Aluminium. Dazu werden in diesem<br />
<strong>Projektbereich</strong> von den beteiligten Instituten verschiedene Werkstoffkonzepte verfolgt und<br />
in <strong>Projektbereich</strong> E erprobt. In Bild D-1 ist eine Übersicht über die unterschiedlichen<br />
Werkzeugkonzepte dargestellt.<br />
Im Bereich der Werkstoffverbunde werden einerseits verschiedene Beschichtungsverfahren<br />
und andererseits keramische Panzerungen untersucht. Weiterhin werden in<br />
diesem <strong>Projektbereich</strong> vollkeramische Werkzeugkonzepte gestaltet. Die Überprüfung der<br />
Werkstoffkonzepte auf ihr Einsatzpotential für die Thixoformgebung erfolgt anhand eines<br />
Prüfkonzeptes, das in Bild D-2 dargestellt ist und in den ersten beiden Antragszeiträumen<br />
erstellt wurde.<br />
Die beteiligten Institute erarbeiten die Lösungskonzepte ausgehend von Fragestellungen,<br />
die sich aus dem Beanspruchungsprofil der Werkzeugkonzepte mit dem teilflüssigen und<br />
erstarrten Material ergeben. In diesem Antragzeitraum wurden dabei verstärkt die<br />
Herausforderungen, die sich bei der Stahlformgebung ergeben, untersucht. Um das<br />
Beanspruchungsprofil und die damit verbundenen Aufgabenstellungen zu präzisieren und<br />
die erarbeiteten Konzepte praxisnah bewerten zu können, wird intensiv mit den<br />
<strong>Projektbereich</strong>en C – Prozessfenster und E – Formgebung zusammengearbeitet. Die<br />
Ergebnisse aus den unterschiedlichen Untersuchungen der neuen Werkzeugsysteme im<br />
Einsatz (z.B. Druckversuche, Benetzungsversuche) werden zusammengeführt und eine<br />
erste Bewertung vorgenommen.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
388<br />
PVD CVD<br />
-Al2O3<br />
ZrO2<br />
MgAl2O4<br />
-Al2O3<br />
-<br />
Al203<br />
Substrat 1.2999<br />
TZM<br />
Thermisches<br />
Spritzen<br />
Mg2Zr5O12<br />
ZrSiO4<br />
Al2TiO5<br />
WCNi<br />
Y2ZrO5<br />
MgAl2O4<br />
Si3N4<br />
Al2O3<br />
Ag 64,8 Cu 25,2 Ti 10<br />
1.2999<br />
Bild D-1: Übersicht über die bearbeiteten Werkstoffkonzepte<br />
Bild D-2: Prüfkonzepte<br />
Löttechnik Vollkeramik<br />
Si3N4<br />
Al2O3
2 Teilprojekt D1 – Multifunktionale Werkstoffverbunde<br />
2.1 Einführung in die Problemstellung<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
389<br />
Das Anforderungsprofil an Thixoformingwerkzeuge ist sehr komplex. Regulierung des<br />
Wärmehaushaltes, hohe mechanische Stabilität und eine hohe Lebensdauer sind die<br />
zentralen Anforderungspunkte an diese Werkzeuge. Um die wenigen, bestehenden Werkzeugkonzepte<br />
zu verbessern, sollen nun Werkstoffverbunde diese Aufgaben übernehmen.<br />
Dabei muss das Anforderungsprofil gänzlich auf das Werkstoffsystem übertragen werden.<br />
Daher stellt die Auswahl geeigneter Werkstoffe für die Entwicklung von Werkstoffverbunden<br />
eine große Herausforderung dar, da das Anforderungsprofil an diese Werkstoffverbunde<br />
sehr vielschichtig ist. Es erfordert eine genaue Anpassung der Werkstoffkonzepte<br />
auf den Einsatzbereich. Zusätzlich zu den bereits genannten Anforderungen wird von den<br />
Werkstoffverbunden eine Temperaturstabilität bis zu 1450°C und eine geringe Klebneigung<br />
gefordert. Dadurch wird deutlich, dass die Werkzeugoberfläche der zentrale<br />
Ansatzpunkt für die Auslegung des Werkstoffverbundes ist.<br />
Im Teilprojekt D1 – Multifunktionale Werkstoffverbunde – sind im ersten Antragszeitraum<br />
unterschiedliche Werkstoffverbunde auf ihre Eignung als Werkzeuge für das Thixoforming<br />
untersucht worden. Des Weiteren wurden die Verschleißursachen analysiert. Von diesen<br />
Ergebnissen ausgehend, wurde im zweiten Antragszeitraum schwerpunktmäßig die<br />
Entwicklung und Realisierung von Schichtverbunden bis hin zur Auslegung von Komplettwerkzeugen<br />
oder Werkzeugeinsätzen, sowie die begleitende Charakterisierung bis hin zu<br />
Modelltests erarbeitet. Hierzu war eine enge Zusammenarbeit mit den Teilprojekten D2<br />
und D3 sowie den <strong>Projektbereich</strong>en C und E erforderlich.<br />
In dem laufenden Antragszeitraum wurden die unterschiedlichen Fertigungsverfahren der<br />
Werkstoffverbunde in getrennten Routen entwickelt. Für die sich im letzten Antragszeitraum<br />
im Werkstoffscreening als geeignet herausgestellten keramischen Schichten<br />
wurde zur Abscheidung mittels Physical-Vapour-Deposition-Technologie die Puls-PVD-<br />
Technik verwendet. Damit war es möglich keramische Schichten mit angemessener<br />
Schichtdicke abzuscheiden. Weiterhin wurde die Prozessroute Thermisches Spritzen mit<br />
anschließendem heißisostatischen Pressen (HIP) grundlegend erforscht. Auch wurde der<br />
Einsatz keramischer Panzerungen in Thixoforming-Werkzeugen untersucht. Bei der<br />
Integration dieser Panzerungen wurde die Prozesstechnologie des Aktivlötens eingesetzt.<br />
Der Schwerpunkt der Arbeiten im zweiten Antragszeitraum lag in der Bereitstellung von<br />
Werkzeugkonzepten zur Stahlformgebung. Die erforschten und untersuchten Werkstoffverbunde<br />
waren grundsätzlich in der Lage der Formgebung standzuhalten, allerdings
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
390<br />
zeigten sich bei den Werkstoffverbunden unterscheidbare Degenerationserscheinungen.<br />
Als offene Fragen für den dritten Berichtszeitraum wurden daher formuliert:<br />
Übertragung auf praxisrelevante Geometrien<br />
Weiterentwicklung von Beschichtungstechniken<br />
Modellversuche (Hochtemperaturtribometer (HTT), Thermoschock, Korrosion)<br />
2.2 Angewandte Methoden und Anlagen<br />
In den nachfolgenden Kapiteln werden die im Teilprojekt D1 angewandten Beschichtungs-<br />
und Fügeverfahren, sowie die Prüfmethoden vorgestellt.<br />
2.2.1 Oberflächentechnik/Fügetechnik<br />
In den drei nachfolgenden Unterpunkten wird eine Übersicht über die verwendeten<br />
Beschichtungstechniken gegeben.<br />
2.2.1.1 PVD - Pulstechnologie<br />
Aufgrund der hohen auftretenden Temperaturen ist der Einsatz thermodynamisch stabiler<br />
und hochtemperaturtauglicher Werkstoffsysteme notwendig. Durch den Einsatz geeigneter<br />
Prozesstechniken können wirtschaftlich nutzbare Werkzeuge (Werkstoffverbunde)<br />
hergestellt werden. Die PVD-Prozesstechnik ist in der Lage Werkstoffverbunde herzustellen,<br />
die den Anforderungen, die an Thixoformingwerkzeuge gestellt werden,<br />
entsprechen.<br />
Nachdem im vorigen Antragszeitraum im Bereich der Aluminiumformgebung die<br />
Beschichtungen hauptsächlich mit metallischen Hartstoffschichten unternommen wurden,<br />
wurden nun oxidkeramische Schichtarchitekturen erforscht. Hier wurde auf die vielversprechenden<br />
Materialien Al2O3 und teilstabilisiertes ZrO2 /Hannink 98, Wong 96/ zurückgegriffen.<br />
Hierbei wurden oxidkeramische Werkstoffe von metallischen Targets in einem<br />
reaktiven Sputterprozess kristallin abgeschieden. Zur Herstellung dieser oxidkeramischen<br />
Schichtverbunde wurde das Magnetron-Sputtern-Ion-Plating (MSIP) unter Einsatz der<br />
Pulstechnik verwendet, das durch seine extreme Flexibilität der Werkstoffauswahl<br />
bezüglich der Schichtzusammensetzung Vorteile bietet. Im Hochvakuum können so hochschmelzende<br />
Materialien in die Gasphase überführt und als Schichtsysteme appliziert<br />
werden. Die Pulstechnologie eröffnet hier neue Perspektiven. Bei normalen metallischen<br />
Sputterprozessen kondensieren die herausgeschlagenen Targetatome (Metallionen) auf<br />
dem Substrat und bilden dadurch die Schicht. Allerdings scheidet sich auch ein Teil der<br />
Metallionen wieder auf dem Target ab. Da bei reaktiven Prozessen die abgeschiedene<br />
Schicht eine chemische Verbindung ist, kann durch die Rückabscheidung die Schichtrate<br />
negativ beeinflusst werden. Wenn die abgeschiedene Schicht, wie in diesem oxidischen
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
391<br />
Fall eine isolierende Schicht ist, kann sich auf der Targetoberfläche ein Dielektrikum<br />
ausbilden. Bei der Abscheidung mittels DC-Leistungsversorgung führt dieses nun dazu,<br />
dass kein Ionenstrom mehr fließen kann und infolge dessen keine Argonionen mehr in den<br />
Targetbereich schlagen können, um Targetatome freizugeben. In diesen Bereichen kann<br />
dadurch keine Sputterabscheidung mehr auftreten. Man spricht in diesem Fall von einer<br />
Targetvergiftung. Zusätzlich kann es vorkommen, dass der sich am Target einstellende<br />
Kondensator sich nicht bis zur angelegten Spannung aufladen kann und sich in diesem Fall<br />
schlagartig durch Lichtbogenentladungen (Arcs) entlädt /Sellers 98/.<br />
Puls-Sputterprozesse wurden entwickelt, um diese reaktiven Sputterprozesse zu<br />
stabilisieren /Bartzsch 00/. Einerseits kann durch die Pulstechnologie ein reaktiver<br />
Abscheideprozess bei hohen Schichtraten realisiert werden und gleichzeitig verbessert der<br />
Einsatz von gepulsten Quellen die Prozessstabilität, da die Targetvergiftung und damit eine<br />
mögliche Arc-Bildung unterdrückt werden. Ein weiterer Vorteil ergibt sich aus einer<br />
niedrigeren Prozesstemperatur bei vergleichbarer Leistungseinbringung im Rahmen eines<br />
DC-Prozess.<br />
2.2.1.2 Thermisches Spritzen mit nachträglicher Wärmebehandlung<br />
Aufgrund der den metallischen Werkstoffen angepassten thermischen Ausdehnungskoeffizienten<br />
und des vergleichbaren Elastizitätsmoduls wurden auch ZrO2 basierte<br />
thermisch gespritzte Keramikschichten in die weiteren Untersuchungen einbezogen. Neben<br />
chemischen und tribologischen Wirkeffekten solcher Schichtsysteme ist auch<br />
Wärmeschutz für das darunter liegende Substrat durch plasmagespritzte Schichten<br />
realisierbar. Durch die poröse Struktur der thermischen Spritzschichten weisen sie eine<br />
gute thermische Isolation auf, die vor allen Dingen im Bereich von Wärmedämmschichten<br />
genutzt wird. Weiterhin wird durch die Porosität und dem niedrigen E-Modul der<br />
Schichten die gute Thermowechselbeständigkeit bestimmt. Diese Schichten zeigten<br />
weiterhin gute Eigenschaften hinsichtlich Temperatur- und Verschleißbeständigkeit. Die<br />
chemische und korrosive Beständigkeit dieser Schichtsysteme wird allerdings auch durch<br />
die Porosität der Schichten bestimmt. Durch eine hohe Porenanzahl an der Oberfläche<br />
vergrößert sich die Angriffsfläche für korrosiven und erosiven Verschleiß. Weiterhin<br />
ermöglicht eine raue Oberfläche unerwünschte Anklebungen bzw. Anhaftungen. Dem<br />
kann durch einen nachgeschalteten HIP-Prozess der thermisch gespritzten Schichten<br />
entgegengewirkt werden. Dabei werden die keramischen Spritzschichten nachverdichtet,<br />
was zu einer Ausheilung der auftretenden Porositäten und Mikrorissen führt. Durch diese<br />
Ausheilung der Porosität sinkt die Bruchdehnung der Schichten, was in einer schlechteren<br />
Thermowechselbeständigkeit der Schichten resultiert. Durch eine geeignete Schichtauswahl<br />
und Anpassung dieser beiden Prozesse, thermisches Spritzten und HIP-Prozess,
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
392<br />
aufeinander soll ein Kompromiss zwischen guter Thermowechselbeständigkeit und<br />
niedriger Porosität erreicht werden.<br />
Zusätzlich zu den ZrO2-basierten Schichten wurde auch Aluminiumtitanat (Al2TiO5),<br />
welches aufgrund seines Ausdehnungskoeffizienten für die Anwendung im Thixoforming<br />
ein interessanter Werkstoff ist, untersucht. Die gespritzten Al2TiO5-Schichten zeigten im<br />
Gegensatz zu den ZrO2-basierten Schichten nach dem Spritzprozess Phasenveränderungen,<br />
die auch durch den nachfolgenden Wärmebehandlungsprozess nicht ausgeheilt werden<br />
konnten. Ebenso zeigt diese Schicht aufgrund ihres niedrigeren Ausdehungskoeffizienten<br />
im Gegensatz zu den verwendeten Substraten und Haftvermittlern eine geringe Haftung.<br />
Weiterhin waren die Al2TiO5-Schichten den ZrO2-basierten Schichten aufgrund eines<br />
entstehenden Rissnetzwerkes ab 800°C bei den Thermowechseltests und Tribometeruntersuchungen<br />
unterlegen. Die Al2TiO5-Schichten wurden nach dem Werkstoffscreening nicht<br />
weiter verfolgt.<br />
2.2.1.3 Aktivlöten<br />
Neben den verschiedenen Schutzschichten, die mittels PVD-, CVD-Verfahren<br />
(Teilprojekt D3) und Thermischen Spritzens auf die Thixoforming-Werkzeuge<br />
abgeschieden werden, wurde auch die Integration von keramischen Panzerungen<br />
(Teilprojekte D1 und D2) oder vollkeramischen Einsätzen (Teilprojekt D2) in mechanisch<br />
und thermisch hochbelasteten Werkzeugbereichen untersucht. Um die keramischen<br />
Panzerungen oder vollkeramischen Einsätze in die Thixoforming- Werkzeuge zu<br />
integrieren, wurde die Prozesstechnologie des Aktivlötens eingesetzt. Dieses<br />
stoffschlüssige Verfahren wurde ausgewählt, da es das Potenzial metallische und<br />
keramische Komponenten dauerhaft – auch für Hochtemperaturapplikationen geeignet zu<br />
verbinden /Bach 02, ElSawy 00/.<br />
Im vergangenen Zeitraum wurde die Machbarkeit eines solchen Verbundes nachgewiesen.<br />
Die unterschiedlichen thermischen Ausdehnungskoeffizienten der Fügepartner führen bei<br />
der Abkühlung unterhalb der Soliduslinie zu Spannungen, die über spannungsrelaxierende<br />
Schichten abgebaut werden. Hierdurch können die Werkzeuge anforderungsgerecht<br />
ausgelegt werden.<br />
Der Stoffschluss beim Aktivlöten wird über eine spezielle Lotzusammensetzung erreicht,<br />
da konventionelle Metalllote keramische Werkstoffe nicht ausreichend benetzen. Bei<br />
Aktivloten wird die Benetzung der Werkzeugkomponenten über chemische Wechselwirkungen<br />
zwischen Aktivlot und Keramik erreicht. Um die Benetzung zu verbessern,
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
393<br />
werden den Aktivloten grenzflächenaktive Elemente, wie z. B. Titan, Zirkonium oder<br />
Hafnium, in geringen Mengen beigemischt. Diese Elemente weisen sowohl eine hohe<br />
Sauerstoff- als auch Stickstoffaffinität auf. Durch Reaktionen mit der Keramikoberfläche<br />
wird diese durch das Aktivlot benetzbar. Wesentlich für diese Benetzungsreaktion ist das<br />
Vorhandensein ungebundener Aktivelemente während des Lötvorgangs. Daher findet der<br />
Lötprozess im Hochvakuum oder unter Schutzgasatmosphäre statt.<br />
2.2.2 Analysemethoden zum Werkstoffscreening<br />
Mittels der eingesetzten Oberflächenanalytik wird ein Dünnschichtsystem hinsichtlich<br />
anwendungsrelevanter Eigenschaften untersucht. Dabei wird immer der Verbund<br />
Schicht/Substrat betrachtet. Bei der Dünnschichtcharakterisierung ist daher immer zu<br />
beachten, inwieweit der Einfluss des Substrates bei den Untersuchungen zu<br />
berücksichtigen ist. Die für die Schichtverbunde durchzuführenden Untersuchungen<br />
können in vier Untersuchungskategorien unterteilt werden:<br />
Grundcharakterisierung<br />
Anwendungsrelevante Untersuchungen<br />
Modelltests<br />
in praxi Tests.<br />
In Bild D-3 ist eine Übersicht über diese Untersuchungskategorien und den darin<br />
enthaltenen Testverfahren dargestellt.<br />
Grundcharakterisierung<br />
Schichtdicke<br />
-rauheit<br />
-härte<br />
Gefügeanalyse<br />
Mikro schliffe<br />
Bohrlochmethode<br />
(Eigenspannungsmessu<br />
ng)<br />
XRD-Analyse<br />
REM-Strukturuntersuchung<br />
Haftzugtests<br />
Bild D-3: Prüfkonzepte<br />
Anwendungsrelevante<br />
Untersuchungen<br />
Korrosion<br />
Oxidation<br />
Thermoschock<br />
Impulstest<br />
Verschleißtests<br />
Modelltests<br />
Tests in<br />
near praxi<br />
Bedingungen<br />
an einfachen<br />
Probengeometrien<br />
in praxi -<br />
Untersuchungen<br />
SSM-Forming<br />
unter indu striellen<br />
Rahmenbedingungen
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
394<br />
Die Grundcharakterisierung eines Schichtsystems umfasst die Ermittlung der Schichtdicke,<br />
der Haftfestigkeit, der Härte des Grundwerkstoffs sowie der Schichtstruktur. Dazu werden<br />
die Analysetechniken Kalottenschliff, Scratchtest, Rockwelltest/Rockwelleindringprüfung<br />
durchgeführt, sowie Querschliffe und Bruchproben im Rasterelektronenmikroskop<br />
untersucht. Der Kalottenschliff wird hierbei zur Schichtdickenbestimmung verwendet.<br />
Weiterhin erhält man einen ersten Eindruck von der Haftfestigkeit, sowie eine Aussage<br />
über die Abrasionsbeständigkeit. Die Haftfestigkeit wird mit dem Scratchtest und der<br />
Rockwelleindringprüfung bestimmt. Zusätzlich gewonnene Informationen sind beim<br />
Scratchtest die Versagensform und bei der Rockwellprüfung die Härte des Substrats. Die<br />
Schichtstruktur wird mittels Rasterelektronenmikroskopie untersucht. Neben der Schichtstruktur<br />
ist hierbei auch die Anbindung der Schicht an das Substrat bewertbar.<br />
Spezifischere Kriterien umfassen Oberflächenrauheit, chemische Zusammensetzung,<br />
Textur, Eigenspannungen sowie Mikrohärte der Schicht. Eine weitere Eigenschaft, die<br />
optional überprüft werden kann, ist die Oberflächenenergie in Abhängigkeit ihrer polaren<br />
und dispersen Anteile. Durch diese Untersuchungen ist es möglich eine Aussage über den<br />
chemischen Zustand der Oberfläche zu treffen und dadurch wiederum auf die Klebneigung<br />
der Oberflächen schließen zu können.<br />
Nach der Grundcharakterisierung werden spezielle Anforderungskriterien analysiert. Um<br />
die chemische Zusammensetzung der Schicht zu bestimmen, werden Glimmentladungsemissionsspektrokopie<br />
(glow discharge optical emission spectroscopy; GDOES) und<br />
energiedispersive Verfahren (energy dispersive X-ray; EDX) eingesetzt. Wenn Phasenanteile,<br />
Eigenspannungen und Textur der Schicht von Interesse sind, bestimmt man diese<br />
Eigenschaften über die Röntgendiffraktometrie (XRD).<br />
Im Anschluss an diese Untersuchungen werden an den Schichtverbunden anwendungsnahe<br />
Untersuchungen durchgeführt. Hierzu zählen die Ermittlung des Korrosions- und<br />
Oxidationsverhalten, der Thermowechselbeständigkeit und das Reibverhalten im<br />
tribologischen Einsatz.<br />
Im Teilprojekt D1 ist es in den vergangenen Antragszeiträumen gelungen herausragende<br />
multifunktionale Werkstoffverbunde für die Aluminiumformgebung zu entwickeln. Die<br />
Auslegung dieser Werkstoffverbunde konnten durch eine grundlegende Analyse der<br />
Schadensmechanismen im 1.Antragszeitraum vorangetrieben werden. Nach Analyse der<br />
Hauptversagenskriterien wurden im 2.Antragszeitraum anwendungsrelevante Tests<br />
entwickelt, die eine prozessgetreue Nachbildung der Werkzeugbelastungen erlauben. Das
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
395<br />
Belastungskollektiv wurde durch diese Modelltests in den Einzelanforderungen der<br />
Werkzeuge getrennt betrachtet.<br />
2.2.3 Anwendungsnahe Untersuchungen<br />
Untersuchungen eines Bauteils oder einer Anlage im Betrieb können sehr zeit- und<br />
kostenintensiv sein und eine gezielte, kontinuierliche Überprüfung einzelner Komponenten<br />
ist häufig nicht möglich /Zum 92/. Aus diesem Grund werden die realen tribologischen<br />
Verhältnisse in Tribometern in reduzierter Form abgebildet.<br />
Einer der eingesetzten Modellversuche ist das Kugel-Scheibe Tribometer (Ball On Disc,<br />
BOD), mit dem der durch Gleitreibung verursachte Verschleiß untersucht werden kann.<br />
Bei diesem Tribometer, dargestellt in Bild D-4, wird der Gegenkörper, in diesem Fall die<br />
Kugel, mit einer definierten Kraft auf den Grundkörper Scheibe gepresst, wobei durch<br />
Rotation der Scheibe die Relativbewegung eingeleitet wird. Dabei wird die<br />
Geschwindigkeit über die Drehzahl der Scheibe eingestellt. Durch eine PC gestützte<br />
Datenerfassung kann die Temperatur und der Reibwert über dem Weg aufgezeichnet<br />
werden. Das am Lehr- und Forschungsgebiet Werkstoffwissenschaften eingesetzte Hochtemperatur-Tribometer<br />
(HT Tribometer) stellt eine Variante dar, mit dem anwendungsnah<br />
die Verschleißeigenschaften der Schichtsysteme untersucht werden können. Mit diesem<br />
HT-Tribometer ist es möglich über einen großen Temperaturbereich den Temperatureinfluss<br />
auf die Verschleißeigenschaften zu prüfen. Weiterhin können unterschiedliche<br />
Atmosphären und Lasten eingestellt werden. Durch die freie Wählbarkeit eines Zwischenmediums<br />
kann mit diesem Gerät sowohl trockene Reibung wie auch der Einfluss eines<br />
Schmiermittels untersucht werden. Ein weiterer Einflussfaktor der überprüft werden kann,<br />
ist die Luftfeuchtigkeit, die reguliert werden kann. Alternativ zur Kugel kann auch ein Stift<br />
als Gegenkörper eingesetzt werden (Pin-On-Disk, POD).
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
396<br />
F= 1,2,5 und 10N<br />
Scheibenmaterial<br />
Scheiben-<br />
heizung<br />
Bild D-4: Aufbau eines Hochtemperatur-Tribometers<br />
Probenheizung<br />
Antrieb<br />
Es hat sich in der vergangenen Antragsphase deutlich abgezeichnet, dass neben den<br />
thermischen Anforderungen die tribologischen lebensdauerbestimmend für die Werkstoffverbunde<br />
beim Thixoformig von Stahl sind. Daher wurden anwendungsnahen Untersuchungen<br />
eingesetzt, die die verschiedenen tribologischen Mechanismen abbilden, die<br />
beim Thixoforming auftreten können. Diese Untersuchungen wurden an den drei<br />
beteiligten Instituten des <strong>Projektbereich</strong>es durchgeführt. Diese untersuchten Verschleißmechanismen<br />
basieren einerseits auf dem im <strong>Projektbereich</strong> C aufgestelltem Prozessfenster<br />
und andererseits auf den Realtests zur Formgebung, die im <strong>Projektbereich</strong> E durchgeführt<br />
worden sind.<br />
Das zur Verfügung stehende Hochtemperatur-Tribometer erlaubt die Untersuchung der<br />
Schichtsysteme unter einsatznahen Bedingungen. Durch die Möglichkeit die zu<br />
untersuchende Fläche auf Temperaturen aufzuheizen, die den Temperaturbelastungen der<br />
Werkzeugoberfläche beim Thixoformingprozess entsprechen, kann der Verschleiß und die<br />
Verschleißmechanismen realitätsnah abgebildet werden. Neben dem Verschleiß der<br />
Werkzeugoberflächen bei diesen Temperaturen kann auch der Reibungskoeffizient<br />
aufgenommen werden, der zusätzlich einen Abgleich mit Entformungskräften beim<br />
Thixoforming erlaubt. Mit dem am Lehr- und Forschungsgebiet Werkstoffwissenschaften<br />
zur Verfügung stehendem HT-Tribometer werden für alle am <strong>Projektbereich</strong> D beteiligten<br />
Projektpartner tribologische Untersuchungen an den jeweiligen Werkstoffverbunden und<br />
vollkeramischen Probekörpern durchgeführt.
2.3 Durchführung und Ergebnisse<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
397<br />
Im Folgenden werden die Forschungsergebnisse der Schichttechnologien und Fügeverfahren,<br />
wie PVD-, TS- und Löttechnologie, dargestellt. Zunächst werden die Ergebnisse<br />
der Oberflächenanalytik präsentiert. Anschließend folgen die Darstellungen der<br />
anwendungsnahen Versuche und der Modelltest, sowie den Versuchen mit realen<br />
Bauteilen.<br />
2.3.1 Oberflächenanalytik<br />
Im folgenden Kapitel wird die Entwicklung der kristallinen ZrO2- und Al2O3-Schichten<br />
beschrieben. Weiterhin wird kurz auf die Entwicklung des Systems MgAl2O4 eingegangen<br />
und die Gründe erläutert, warum die Entwicklung nicht zielführend war.<br />
2.3.1.1 PVD<br />
Forschung und Entwicklung kristalliner MgAl2O4-Schichten mittels MSIP-PVD-Prozess<br />
unter Einsatz der Pulstechnik<br />
Mit MgAl2O4 sollte zusätzlich zu den binären ZrO2- und Al2O3-Systemen ein komplexeres<br />
System in die Entwicklung miteinbezogen werden. Für die Abscheidung dieses<br />
Schichtsystems mittels MSIP-PVD-Pulsprozess können im wesentlichen zwei Verfahrensvarianten<br />
gewählt werden. Das Schichtsystem kann reaktiv mittels metallischer Targets<br />
und nichtreaktiv mittels keramischer Targets abgeschieden werden. Bei der Verwendung<br />
von metallischen Targets sind zwei Herstellungsmethoden möglich. Einerseits die<br />
sintertechnische Herstellung und andererseits die Herstellung gepfropfter Targets. Da eine<br />
Phase MgAl2 nicht existiert, ist eine schmelzmetallurgische Herstellung von Targets nicht<br />
möglich. Die sintertechnische Herstellung von MgAl2-Targets war nicht zielführend, da<br />
keinerlei Erfahrungen seitens potenzieller Targethersteller vorlagen und keine Garantien<br />
bezüglich der Targetform gegeben werden konnten. Bei der Herstellung von gepfropften<br />
Target (Mg-Pfropfen in Al-Target) kam es, sowohl bei der Targetherstellung wie auch bei<br />
der Abscheidung des Schichtsystems, zu nicht tolerierbaren Stöchiometrieverschiebungen.<br />
Ebenfalls ist bei der Verwendung von reinen Al- und Mg-Targets die Abscheidung des<br />
MgAl2-Verhältnisses nicht gewährleistet. Die nichtreaktive Abscheidung von MgAl2O4-<br />
Schicht aus keramischen Targets erbrachte gute Ergebnisse. Die abgeschiedenen Schichten<br />
waren aber den kristallinen ZrO2- und Al2O3-Schichten in ihrer Performance deutlich<br />
unterlegen. Daher wurde eine weitere Entwicklung der MgAl2O4-Schichten als nicht<br />
zielführend betrachtet und zugunsten der kristallinen ZrO2- und Al2O3-Schichten<br />
eingestellt. Im folgenden wird die Entwicklung dieser Schichten detailliert dargestellt.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
398<br />
2.3.1.1.1 Forschung und Entwicklung kristalliner, tetragonaler ZrO2-Schichten<br />
mittels MSIP-PVD-Prozess unter Einsatz der Pulstechnik<br />
Zirkoniumdioxid zeichnet sich durch hervorragende mechanische und thermische<br />
Eigenschaften aus /Wong 96/. Exemplarisch seien hier hohe Verschleiß- und<br />
Korrosionsfestigkeit, sowie hohe Bruchzähigkeit genannt. Aufgrund dieser Eigenschaften<br />
werden ZrO2-Schichten für vielfältige Anwendungen genutzt. Dabei übernehmen ZrO2-<br />
Schichten funktionelle Aufgaben wie:<br />
Korrosions-/ Oxidationsschutzschichten<br />
Erosionsschutzschichten<br />
Verschleißschutzschichten<br />
Wärmedämmschichten<br />
Die Herausforderung im Umgang mit ZrO2 ergibt sich aus seiner Polymorphie<br />
/Claussen 85/. Die thermodynamisch stabile Modifikation von reinem ZrO2 besitzt eine<br />
monokline Kristallstruktur, die sich bei hohen Temperaturen (ca. 1170°C) zunächst in die<br />
tetragonale (t) Phase und anschließend in die kubische Phase (ca. 2370°C) umwandelt.<br />
Diese Umwandlung ist bei einem Abkühlvorgang mit einer anisotropen Volumenabnahme<br />
von ca. 5% von der tetragonalen zur monoklinen Phase verbunden. Daher wurde bislang<br />
die tetragonale Gitterstruktur von ZrO2 mit Fremdmolekülen wie CaO, MgO oder Y2O3<br />
stabilisiert Es gibt zwei Gründe, die tetragonale Phase von ZrO2 bis hin zur Raumtemperatur<br />
zu stabilisieren. Zum einen soll beim Hochtemperatureinsatz der Übergang<br />
tetragonal monoklin unterdrückt werden, da durch den Volumenschwund bei diesem<br />
Übergang Risse in der Schicht entstehen. Zum anderen soll die Zähigkeitszunahme durch<br />
den Mechanismus der spannungsinduzierten Umwandlungsverstärkung genutzt werden.<br />
Ziel dieses Arbeitspunktes war es, eine geeignete Beschichtungsparameterkombination zu<br />
ermitteln, die eine Stabilisierung der tetragonalen Phase ohne Stabilisierungselemente<br />
ermöglicht. Dazu wurde der reaktive Abscheideprozess an einer Magnetronsputteranlage<br />
untersucht. Die variierten Beschichtungsparameter sind die Substrattemperatur, der<br />
Beschichtungsdruck und der Sauerstofffluss. Zur Beschichtung wurde die Kathodenzerstäubungsanlage<br />
Z400 der Fa. Leybold-Heraeus eingesetzt. Aus dem Einsatz des<br />
bipolaren Pulsgenerators Bipulsar 1000/20 ergeben sich Vorteile wie die Senkung der<br />
Prozesstemperatur, neue Schichtstrukturen, die Erhöhung der Prozessstabilität durch<br />
Vermeidung der Targetaufladung, genannt Targetvergiftung, und höhere Schichtraten im<br />
Vergleich zu HF-Sputtern. Der Schichtverbund bestand aus einem Wolfram-Haftvermittler<br />
und der eigentlichen Funktionschicht aus ZrO2. In Tabelle D-1 ist eine Übersicht des<br />
untersuchten Parameterfeldes aufgeführt.
Abscheideparameter Pulsparameter<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
399<br />
Prozessdruck 0,3 – 1 Pa Ton 3,694 x 10 -6 s<br />
Sputterleistung 400W Toff 2,964 x 10 -5 s<br />
O2-Volumenstrom 1,2 – 5,78 sccm F 30kHz<br />
Substrattemperatur RT – 540°C I 0,3 – 0,45 A<br />
Vakuumdruck 7,8 x 10 -5 mbar<br />
Ar-Volumenstrom 23,8 – 91,6 sccm<br />
Tabelle D-1: Übersicht über das untersuchte Parameterfeld bei der Abscheidung von<br />
Kristallinen Zr=2-Schichten<br />
Parallel zur Schichtentwicklung wurde die Grundcharakterisierung durchgeführt, die die<br />
Eigenschaften Schichtdicke, Haftfestigkeit und Struktur der Schichten erfasst. Die<br />
Schichtdicke wurde mit dem Kalottenschliff, bei dem die Kalotten optisch vermessen<br />
werden, bestimmt. In dieser Versuchsreihe konnte festgestellt werden, dass mittels der neu<br />
eingesetzten Pulstechnologie wesentlich höhere Schichtraten im Vergleich zu den DC-<br />
Schichten des zweiten Antragszeitraums im reaktiven Prozess abgeschieden wurden. In<br />
Bild D-5 ist die Kalotte einer ZrO2-Schicht mit einem Haftvermittler aus Wolfram<br />
dargestellt. Deutlich sind einzelne Ringe im Toplayer erkennbar. Es handelt sich um eine<br />
Multilayerschicht aus unterschiedlichen ZrO2-Phasen, die durch Parametervariationen bei<br />
der Abscheidung erzeugt wurde. Diese Phasen konnten in röntgenografischen<br />
Untersuchungen identifiziert werden.<br />
Substrat<br />
Bild D-5: Kalotte einer ZrO2-Schicht, m-ZrO2 (monoklin), t-ZrO2 (tetragonal)<br />
Haftvermittler Wolfram<br />
m- ZrO2<br />
t- ZrO2<br />
Nach der Schichtdickenbestimmung wurde die Haftfestigkeit mittels Scratchtest und<br />
Rockwelleindringtest untersucht. Bei den Scratchtests zeigte sich, dass teilweise ab 30 N<br />
am Rand der Scratche leichte Ausbrüche und Risse wahr zu nehmen sind.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
400<br />
Weiterhin fiel auf, dass die Schichthaftfestigkeit bei Vergleich der einzelnen Phasen von<br />
ZrO2 untereinander variierte. So zeigten Schichten der tetragonalen Phase geringere<br />
kritische Lasten von 30N im Vergleich zur monoklinen Phase auf, die kritische Lasten von<br />
50N aufwies (Bild D-6). Die erreichte kritische Last bei der monoklinen Phase lag damit<br />
100% über der erreichten kritischen Last von Al2O3 aus dem vorigen Antragszeitraum.<br />
Wie sich in anwendungsnahen Untersuchungen und Modelltests zeigte, ist die erreichte<br />
Schichthaftung vollkommen ausreichend.<br />
50N<br />
Bild D-6: Scratchtest einer monoklinen ZrO2 Schicht<br />
ZrO2 Schicht auf<br />
Hartmetall<br />
Zur Bestimmung der Phasen wurde die Röntgendiffraktometrie eingesetzt. Im Rahmen der<br />
durchgeführten Versuchsreihe konnte mittels Röntgenbeugungsspektren nachgewiesen<br />
werden, dass alle vier Phasen von ZrO2 erzeugt wurden (Bild D-7). Zum einen traten bei<br />
niedrigen Sauerstoffvolumenströmen Schichten mit hohen metallischen Anteilen auf, zum<br />
anderen bildeten sich bei hohen Sauerstoffvolumenströmen Schichten mit ausschließlich<br />
monokliner Phase. Zwischen diesen beiden Extremen befindet sich ein extrem kleines<br />
Prozessfenster, in dem Schichten aus tetragonaler Phase oder Mischphasen, bestehend aus<br />
monokliner und tetragonaler Phase, in Erscheinung traten. Alle Phasen zeichneten sich<br />
durch hohe Kristallinität aus. Dadurch konnte die chemische Beständigkeit entscheidend<br />
verbessert werden, da im vorigen Antragszeitraum mittels DC-Magnetron Sputtern<br />
großteils nur amorphe Schichten abgeschieden wurden.
1-11-04-03:<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
401<br />
1Pa; 1,76 sccm O2 (2%);<br />
350°C<br />
1-23-06-03:<br />
0,3Pa; 1,7 sccm O2 (7%);<br />
350°C<br />
2-16-04-03:<br />
Bild D-7: Röntgenographische Untersuchung der mit ZrO2 beschichteten Probe nach<br />
der Grazing-Incidence Methode<br />
Die Sauerstoffabhängigkeit der Phasenausbildung konnte auch mit einer GDOES-Analyse<br />
nachgewiesen werden. In dem durch die GDOS ermittelten Tiefenprofil wurde der Aufbau<br />
des Schichtsystems sichtbar. An das Substrat, mit nahezu 100% Eisen, schließt sich der<br />
Haftvermittler Wolfram an (Bild D-8). Anschließend folgt ein Bereich, in dem die Zirkon-<br />
und Sauerstoffanteile sehr schnell ansteigen. Dieser Bereich stellt die Zirkoniumdioxidschicht<br />
dar.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
402<br />
Intensität[%]<br />
Intensität[%]<br />
100<br />
80<br />
60<br />
40<br />
20<br />
Zr<br />
O<br />
metallisch<br />
0<br />
0 2 4 6 8 10<br />
100<br />
80<br />
60<br />
40<br />
20<br />
monoklin<br />
O<br />
Zr<br />
Tiefe [µm]<br />
W Fe<br />
0<br />
0 2 4 6 8 10<br />
Tiefe [µm]<br />
W<br />
Fe<br />
Intensität[%]<br />
Intensität[%]<br />
100<br />
80<br />
60<br />
40<br />
20<br />
100<br />
80<br />
60<br />
40<br />
20<br />
tetragonal & monoklin<br />
O<br />
Zr<br />
0<br />
0 2 4 6 8 10<br />
tetragonal<br />
O<br />
Zr<br />
Tiefe [µm]<br />
0<br />
0 2 4 6 8 10<br />
Tiefe [µm]<br />
Bild D-8: Chemische Zusammensetzung der ZrO2 Schicht über der Schichtdicke<br />
Aus Bild D-8 sind Unterschiede zwischen den verschiedenen Phasen erkennbar. Bei der<br />
Betrachtung der relativen O:Zr-Verhältnisse fällt auf, dass die monokline Phase ein<br />
offensichtlich größeres O:Zr-Verhältnis aufweist als die tetragonalen Phase. Bei direkter<br />
Berechnung der Verhältnisse aus den Atomprozenten wurde das O:Zr-Verhältnis der<br />
monoklinen Phase auf 2.6 und das der tetragonalen Phase auf 1.9 bestimmt.<br />
Da sich die Kristallstrukturen, monoklin, tetragonal und kubisch, von ZrO2 auf das stöchiometrisch<br />
zusammengesetzte Molekül beziehen und somit eigentlich vom Sauerstoffgehalt<br />
unabhängig sein sollten, bleibt die Frage offen, ob die hier bezeichnete tetragonale Phase<br />
nicht vielleicht ein hochtemperaturstabiles unterstöchiometrisches Zirkoniumdioxid ist, mit<br />
einem dem tetragonalen Zirkoniumdioxid sehr ähnlichem Netzebenenabstand<br />
(Röntgendiffraktometrie). Da jedoch die Ergebnisse der Röntgendiffraktometrie auf<br />
tetragonales Zirkoniumdioxid schließen lassen und die Ergebnisse der anwendungsnahen<br />
W<br />
W<br />
Fe<br />
Fe
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
403<br />
Test ebenfalls Eigenschaften des tetragonalen Zirkoniumdioxids bestätigen, handelt es sich<br />
mit hoher Wahrscheinlichkeit um tetragonales Zirkoniumdioxid. Festzustellen ist, dass<br />
eine hochtemperaturstabile Phase abgeschieden worden ist. In den nachfolgenden<br />
Ergebnissen konnte nachgewiesen werden, dass diese Phase keine polymorphen<br />
Umwandlung bei erhöhten Einsatztemperaturen aufweist. Durch den Pulseinsatz beim<br />
Magnetron Sputtern konnte sowohl die Schichtrate erhöht und damit dickere Schichten<br />
abgeschieden werden, als auch die Kristallinität und damit die chemische Beständigkeit<br />
verbessert werden. In Tabelle D-2 ist eine Übersicht über die durchgeführten<br />
Beschichtungen und die Untersuchungsergebnisse dargestellt.<br />
Schichtbezeichnung O2-<br />
Anteil<br />
O2-<br />
Fluß<br />
[sccm]<br />
Prozessdruck<br />
Zeit<br />
[min]<br />
Substrattemperatur<br />
2-08-04-03 5% 3,99 1 Pa 90 150 °C<br />
Krit.<br />
Last<br />
[N]<br />
Härte<br />
[GPa]<br />
1-08-04-03 5 3,96 1 Pa 90 350 °C 30N 14 270<br />
1-09-04-03 5% 3,94 1 Pa 90 560 °C<br />
1-11-04-03 2% 1,76 1 Pa 90 350 °C 30<br />
N<br />
1-14-04-03 3% 2,49 1 Pa 90 350 °C<br />
E-<br />
Modul<br />
[GPa]<br />
14 240<br />
1-15-04-03 4% 3,31 1 Pa 90 350 °C 60N 16 270<br />
3-24-06-03 5,50% 4,5 1 Pa 90 350 °C 40N 18 310<br />
2-14-04-03 6,50% 5,24 1 Pa 90 350 °C 30N 17 240<br />
2-09-04-03 7,50% 5,78 1 Pa 90 350 °C 30N<br />
2-24-06-03 4% 1,67 0,5 Pa 90 350 °C 30<br />
N<br />
19 270<br />
2-16-04-03 5% 2,07 0,5 Pa 90 350 °C 40N 15 270<br />
1-24-04-03 5,20% 2,16 0,5 Pa 90 350 °C 20N 13 250<br />
2-23-04-03 5,60% 2,34 0,5 Pa 90 350 °C 20N 16 280<br />
2-22-04-03 6,50% 2,69 0,5 Pa 90 350 °C 0N 15 260<br />
2-25-04-03 7,50% 3,03 0,5 Pa 90 350 °C 20N 16 300<br />
1-22-04-03 8% 3,25 0,5 Pa 90 350 °C 30N 17 300<br />
1-25-04-03 10% 3,95 0,5 Pa 90 150 °C 0 N 16 270<br />
1-28-05-03 5% 1,2 0,3 Pa 90 350 °C 30 13 240
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
404<br />
Schichtbezeichnung O2-<br />
Anteil<br />
O2-<br />
Fluß<br />
[sccm]<br />
Prozessdruck<br />
Zeit<br />
[min]<br />
Substrattemperatur<br />
Krit.<br />
Last<br />
[N]<br />
Härte<br />
[GPa]<br />
1-23-06-03 7% 1,7 0,3 Pa 90 350 °C 30N 20 290<br />
2-23-06-03 8,30% 2 0,3 Pa 90 350 °C 10N 19 290<br />
3-23-06-03 10,45% 2,5 0,3 Pa 90 350 °C 0N 15 270<br />
1-24-06-03 14% 3,25 0,3 Pa 90 350 °C 30N 16 260<br />
Tabelle D-2: Übersicht über das untersuchte Parameterfeld der ZrO2-PVD-<br />
Schichten und die Untersuchungsergebnisse<br />
2.3.1.1.2 Forschung und Entwicklung kristalliner Al2O3-Schichten mittels MSIP-<br />
PVD-Prozess unter Einsatz der Pulstechnik<br />
Aluminiumoxid zählt zu den wichtigsten oxidkeramischen Werkstoffen der heutigen Zeit.<br />
Seine hervorragenden Eigenschaften, wie chemische Inertheit und hohe mechanische<br />
Stabilität ermöglichen den Einsatz von Al2O3 Dünnschichten in vielerlei Anwendungen.<br />
Typische funktionelle Applikationen von Al2O3 sind /Maier 99, Petzhold 92/:<br />
Korrosions-/ Oxidationsschutzschichten<br />
Erosionsschutzschichten<br />
Verschleißschutzschichten<br />
Wärmedämmschichten.<br />
Ebenso wie Zirkoniumdioxid bildet Aluminiumoxid neben der thermisch stabilen - Phase<br />
eine Reihe von metastabilen Kristallstrukturen (Polymorphie) aus. Jede dieser Phasen<br />
zeichnet sich durch leicht veränderte Eigenschaften aus. Für Hochtemperaturanwendungen<br />
eignet sich die -Phase von Al2O3 durch die hohe Warmverschleißfestigkeit. Weiterhin<br />
weist die -Phase im Gegensatz zu amorphen Al2O3 eine höhere Härte und Rissbeständigkeit<br />
auf. Zur Ausbildung dieser Phase werden Temperaturen von über 500°C benötigt. Das<br />
Ziel dieser Arbeit war es, eine hochtemperaturstabile -Al2O3 Phase unter Einsatz der<br />
Pulstechnologie abzuscheiden, die bei Temperaturen um 500°C erzeugt wird. Das Ziel der<br />
Entwicklung eines Niedertemperaturprozesses sollte in einem gepulsten Magnetron Sputter<br />
Prozess umgesetzt werden /Schiller 93/. Mittels Pulstechnologie konnte eine reaktive<br />
kristalline Abscheidung von Al2O3 bei hohen Schichtraten realisiert werden. Gleichzeitig<br />
verbesserte der Einsatz von gepulsten Quellen die Prozessstabilität, da die Target-<br />
N<br />
E-<br />
Modul<br />
[GPa]
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
405<br />
vergiftung und damit eine mögliche Arc-Bildung reduziert bzw. unterdrückt wurden. Des<br />
Weiteren konnte die Prozesstemperatur bei vergleichbarer Leistungseinbringung zu einem<br />
DC-Prozess gesenkt werden.<br />
Bei der Umsetzung dieser Zielvorgaben wurden in verschiedenen Versuchsreihen die<br />
unterschiedlichen Parameter hinsichtlich ihres Einflusses untersucht. Dabei ergaben sich<br />
drei entscheidende Parameter: Druck, Temperatur und Sauerstoffpartialdruck. Der<br />
Sauerstoffpartialdruck bzw. der Sauerstofffluss übte den primären Einfluss auf die Schicht<br />
aus. Im Vergleich der Schichtstruktur und Schichtdicke im Zusammenhang mit dem Sauerstofffluss<br />
konnten drei Bereiche der Schichtbildung ermittelt werden. Bei Sauerstoffflüssen<br />
unter 3,9sccm wurden stets metallische oder amorphe Schichten mit hohen Schichtraten<br />
abgeschieden. Bei einer Steigerung des Sauerstoffanteils auf Flussraten von 3,9sccm bis<br />
6,2sccm wurden kristalline Al2O3 Schichten erzeugt (Bild D-7). Eine weitere Erhöhung<br />
des Sauerstoffflusses führte zu einem starken Abfall in der Schichtrate bedingt durch die<br />
Targetvergiftung und Funkenentladung. Die sich ausbildende Schichtstruktur war<br />
kristallin, aber im Vergleich zu Schichten des vorhergehenden Bereiches deutlich spröder<br />
und von geringerer Haftfestigkeit. Da die Haftfestigkeit der Schichten im Allgemeinen<br />
unzureichend war, wurden Versuche mit Haftvermittlern durchgeführt. Als Haftvermittler<br />
wurden Chrom, TiAl (75-25) und Wolfram untersucht. Mit Chrom als Haftvermittler<br />
konnten keine Verbesserungen der Haftfestigkeit erreicht werden. In Kombination mit<br />
Wolfram als Haftvermittler konnten gute Ergebnisse erzielt werden. Im Folgenden wird<br />
auf die Schichtentwicklung detailliert eingegangen und anhand der Ergebnisse der<br />
Oberflächenanalytik dokumentiert. Zur Grundcharakterisierung der Versuchsreihen<br />
wurden die gleichen Prüfungsverfahren angewandt wie bei der Schichtentwicklung des<br />
ZrO2. Zusätzlich wurden Nanointender-Untersuchungen mit in den Analyseplan mit<br />
aufgenommen.<br />
Der Kalottenschliff dient zur Überprüfung der Schichtdicke. Hier zeigte sich deutlich, dass<br />
der Sauerstoffpartialdruck bzw. der Sauerstofffluss starken Einfluss auf die Schichtdicke<br />
hatte. Mit zunehmenden Sauerstofffluss nimmt die Schichtdicke immer stärker ab<br />
(Bild D-9). Dies kann auf die zunehmende Targetvergiftung zurückgeführt werden. Bei<br />
niedrigen Sauerstoffflüssen machte sich zusätzlich auch ein Temperatureinfluss auf die<br />
Schichtdicke bemerkbar. Bei höheren Sauerstoffflüssen war kein Einfluss nachweisbar.<br />
Bei der Überprüfung, ob es eine Einwirkung des Drucks auf die Schichtdicke gibt, stellte<br />
sich allerdings eine solche Abhängigkeit heraus. Bei einem Druck von 1 Pa wurden die<br />
höchsten Schichtdicken erreicht (Bild D-10). Neben der Schichtdickenbestimmung kann<br />
das Schliffbild der Kalotte auch zur qualitativen Einordnung der Schichthaftung genutzt<br />
werden. In Bild D-11a und D-11b sind zwei Schliffbilder im direkten Vergleich<br />
dargestellt. Man erkennt deutlich in Bild D-11a Ausbrüche am Übergang<br />
Haftvermittler/Schicht, während der Übergang vom Substrat zum Haftvermittler keinerlei
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
406<br />
Anzeichen von Ausbrüchen aufweist. Hier ist die Haftung zwischen Schicht und<br />
Haftvermittler unzureichend. Die Anbindung des Haftvermittlers an das Substrat ist gut.<br />
Besser sind im Bild D-11b die einzelnen, scharfkantigen Übergänge zwischen<br />
Substrat/Haftvermittler und Haftvermittler/Schicht zu erkennen. Es sind keine Ausbrüche<br />
an den einzelnen Schichtübergängen zu erkennen. Dies lässt auf eine gute Haftfestigkeit<br />
des gesamten Schichtsystems schließen.<br />
Schichtdicke d [µm]<br />
20<br />
15<br />
10<br />
5<br />
0<br />
1Pa, RT<br />
1Pa, ~500°C<br />
0,5Pa; ~500°C<br />
1,3Pa; ~500°C<br />
0 5 10 15<br />
Fluss O2 [sccm]<br />
Bild D-9: Einfluss des Sauerstoffflusses auf die Al2O3 Schichtdicke<br />
Schichtdicke d [µm]<br />
10<br />
8<br />
6<br />
4<br />
2<br />
0<br />
0,2 0,4 0,6 0,8 1 1,2 1,4<br />
Druck p [Pa]<br />
Bild D-10: Einfluss des Drucks auf die Al2O3 Schichtdicke, konstanter O2-Fluss (4sccm)
a) b)<br />
Bild D-11a,b: Kalottenschliffe zweier Al2O3 Schlichten mit unterschiedlicher<br />
Anbindung Haftvermittler/Schicht<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
407<br />
Zur Überprüfung der Haftfestigkeit und der mechanischen Stabilität wurden Scratchtests<br />
und Rockwelltests angewendet. Bei den hier beschriebenen Versuchen lag der Startwert<br />
der Belastung bei 10 N und wurde nun kontinuierlich in 10N Schritten gesteigert. Die<br />
höchste erreichte kritische Last betrug 90N (Bild D-12). Die Al2O3-Schicht, die diesen<br />
Wert erreichte, war mit einem Haftvermittler aus Wolfram abgeschieden worden. Die<br />
Rockwelltests bestätigten die Ergebnisse der Scratchtests teilweise. Anfänglich lagen die<br />
Haftklassen bei 4-6. Die Haftung wurde im Verlauf der Entwicklung um mehr als 150%<br />
auf eine Haftfestigkeit der Klasse 1 verbessert (Bild D-13).<br />
90N<br />
Bild D-12: Scratchtest -Al2O3 Schicht bei einer Last von 90 N<br />
Al2O3 Schicht auf<br />
Hartmetall
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
408<br />
Bild D-13: Rockwelleindruck bei 150 N Last Haftklasse 1<br />
Nachfolgend wurden die Materialeigenschaften E-Modul und Härte mit einem<br />
Nanoindenter bestimmt. Der Nanoindenter ermöglicht es durch eine geringe Eindringtiefe<br />
des Berkovich-Indenters die Schichteigenschaften ohne Substrateinflüsse zu messen. Die<br />
Messungen ergaben, dass der Sauerstofffluss die Schichtcharakteristik deutlich beeinflusst.<br />
Mit zunehmendem Sauerstoffanteil konnte erst eine Härtezunahme verzeichnet werden bis<br />
zu einem Härtemaximum. Die Maximalwerte der Härte konnten bei Schichten nachgewiesen<br />
werden, die mit einem Sauerstofffluss von 4,8-6,2sccm abgeschieden worden<br />
waren. Bei höheren Sauerstoffflüssen nahm die Härte wieder ab. Der Temperatureinfluss<br />
auf die Schichteigenschaften war ebenfalls mit dem Nanoindenter nachweisbar. Mit<br />
steigender Substrattemperatur stieg auch die Härte an. Bei ca. 400°C konnte ein Anstieg<br />
der Härte beobachtet werden. Dieser Anstieg kann auf eine Änderung des Gefüges zurückgeführt<br />
werden. Durch die Erhöhung der Temperatur wird die Ausbildung kristalliner<br />
Phasen wahrscheinlicher. Abschließend wurde noch der Druckeinfluss auf die Härte<br />
untersucht. Es zeigte sich, dass mit zunehmenden Druck die Härte abnimmt. Einen<br />
Gegenüberstellung von Beschichtungsparametern und erreichten Härtewerten ist<br />
Tabelle D-3 zu entnehmen.<br />
Des Weiteren wurden die abgeschiedenen Schichten mittels Rasterelektronenmikroskopie<br />
untersucht. Dabei wurden Aufnahmen von Bruchflächen der Proben angefertigt<br />
(Bild D-14a,b). Anhand der Aufnahmen kann der Grad der Kristallinität der untersuchten<br />
Schichten bestimmt werden. In Bild D-14a ist der Unterschied zwischen kristallinem<br />
Wolfram-Interlayer und amorphem Al2O3-Toplayer gut zu erkennen. Durch Änderung des<br />
Betriebspunktes konnte die kristalline Abscheidung von Al2O3 ermöglicht werden<br />
(Bild D-14b). Mit rasterelektronenmikroskopischen Untersuchungen kann eine erste<br />
Überprüfung der vorliegenden Schichtstrukturen durchgeführt werden, da hierbei visuell<br />
zwischen amorphem und kristallinem Schichtaufbau unterschieden werden kann. Einen<br />
endgültigen Beweis ob ein amorpher oder kristalliner Schichtaufbau vorliegt, kann nur mit<br />
Hilfe der Röntgendiffraktometrie geführt werden.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
409<br />
Die genaue Phasenzusammensetzung der kristallinen Schichten konnte mittels Röntgendiffraktometrie<br />
ermittelt werden, wohin gegen sich amorphe Schichten röntgenamorph<br />
verhalten.<br />
a) amorph b) kristallin<br />
Bild D-14a,b: REM Aufnahme einer amorphen und einer kristallinen Al2O3-<br />
Schicht<br />
Daher ist für die Schichtentwicklung die wichtigste Untersuchung die Röntgendiffraktometrie,<br />
da mit der Röntgendiffraktometrie die Kristallstruktur und die Schichtzusammensetzung<br />
der kristallinen Schichten überprüft werden können. Das Ziel der<br />
Schichtentwicklung war die Stabilisierung der -Phase von Al2O3. Die einzelnen Phasen<br />
von Al2O3 können durch die Reflexe im Messschrieb des Röntgendiffraktometers<br />
unterschieden werden. Für die abgeschiedenen Schichten konnten deutliche Reflexe der<br />
Gitterebenen (311) und (440), die dem -Al2O3 zugeordnet werden, nachgewiesen werden<br />
(Bild D-15). Somit wurde das Ziel eine kristalline -Al2O3 Phase bei Temperaturen um<br />
500°C abzuscheiden erreicht. In Tabelle D-3 ist eine Übersicht über das untersuchte<br />
Parameterfeld, sowie die Untersuchungsergebnisse dargestellt.<br />
cps a.u.<br />
1000<br />
1000<br />
Bild D-15: Messschrieb einer Röntgendiffraktometermessung von –Al2O3
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
410<br />
Kurzz. O2<br />
[sccm]<br />
Reihe 1<br />
Heizung<br />
[°C]<br />
Dicke<br />
[µm]<br />
Ar O2% Druck<br />
[Pa]<br />
Härte E-<br />
Modul<br />
Krit. Last<br />
[N]<br />
Haftvermittler<br />
C9 3,07 - 18,24 62 5 1 8,2 133,6 30 ohne<br />
C18 4,04 - 4,22 75 5,5 1 10,4 195 bei 60N<br />
plast.<br />
Def.<br />
C10 4,8 - 1,545 60,7 8 1 12,3 185,9 10 ohne<br />
C8 5,44 - 1,44 55 10 1 8,3 161 10 ohne<br />
C7 7,65 - 1 52,1 15 1 9,45 205 10 ohne<br />
C6 11,12 - 1,4 55,1 20 1 8,6 156 10 ohne<br />
Reihe 2<br />
C19 4 470 8,58 81,2 5 1 15 245 20 W<br />
C20 4,39 470 1,59 68,3 6,5 1 31 440 90 (bei<br />
40N<br />
plast.<br />
Def.)<br />
C21 5,53 470 1,326 69,9 8 1 37 440 80 (bei<br />
40N<br />
plast.<br />
Def.)<br />
C13 6,21 525 1,16 62,8 10 1 22,75 258 bei 30N<br />
plast.<br />
Def.<br />
W<br />
W<br />
W<br />
Ti-Al<br />
C17 7,65 525 1,09 52,1 15 1 19,16 265,5 10 Ti-Al<br />
C16 8,72 600 0,98 58,7 15 1 17,3 254,4 20 Cr<br />
C23 12,15 470 0,732 61,2 20 1 23,6 327,6 10 W<br />
C14 9,02 600 0,5 60,4 15 1 17,6 307 20 Cr<br />
Reihe 3<br />
C24 3,71 470 0,714 30,1 12,5 0,5 20,93 262 40<br />
(Rissnetzwerk)<br />
W
Kurzz. O2<br />
[sccm]<br />
Heizung<br />
[°C]<br />
Dicke<br />
[µm]<br />
Ar O2% Druck<br />
[Pa]<br />
Härte E-<br />
Modul<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
411<br />
Krit. Last<br />
[N]<br />
C26 3,2 470 2,887 40,5 8 0,5 25 370 20 W<br />
C22 3,91 470 1,5 39,7 10 0,5 22,5 326,7 50 (bei<br />
20N<br />
plast.<br />
Def.)<br />
C25 5,67 470 0,86 38,1 15 0,5 26,3 331,5 20 W<br />
C31 6,5 470 0,744 37,6 17,5 0,5 17 291 20 W<br />
Reihe 4<br />
C30 4 470 2,849 93,7 4,3 1,3 9,6 218 bei 60N<br />
plast.<br />
Def.<br />
C29 5,18 470 2,448 104,4 5 1,3 7 220 50 W<br />
C28 6,07 470 1,251 94,4 6,5 1,3 22 320 20 W<br />
C27 7,73 470 1,079 98 8 1,3 19 310 20 W<br />
Tabelle D-3: Übersicht über das untersuchte Parameterfeld der Al2O3-PVD-<br />
Schichten und die Untersuchungsergebnisse<br />
Zusammenfassend kann festgehalten werden, dass eine kristalline, hochtemperaturstabile<br />
-Al2O3 abgeschieden wurde. Vergleichbar zum Zirkoniumdioxid konnte durch den<br />
Pulseinsatz beim Magnetron Sputtern die Schichtrate deutlich erhöht werden und eine rein<br />
kristalline Schicht abgeschieden werden. Damit wird auch hier die chemische Beständigkeit<br />
der Schicht wesentlich verbessert. In den weiteren Versuchen erwiesen sich diese<br />
Schichtsysteme den Anforderungen gewachsen. Daher wurde eine Weiterentwicklung des<br />
Spinell MgAl2O4 nicht weiter verfolgt. Die Umsetzung dieses Schichtsystems auf einen<br />
reaktiven gepulsten Prozess gestaltet sich sehr komplex, da es sich bei dem Spinell<br />
MgAl2O4 um ein Aluminiumoxid, in das MgO-Moleküle eingelagert sind, handelt.<br />
Dadurch ist diese Verbindung hochtemperaturstabil und sehr verschleißfest. Durch die<br />
Abscheidung einer hochtemperaturstabilen Al2O3-Phase können ähnliche Eigenschaften<br />
erreicht werden. Die hohe chemische Inertheit konnte durch die hochtemperaturstabile<br />
ZrO2-Phase realisiert werden. Damit können mit diesen Schichtsystemen alle<br />
Anforderungen erfüllt werden.<br />
Haftvermittler<br />
W<br />
W
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
412<br />
2.3.1.2 Thermisches Spritzen<br />
2.3.1.2.1 Entwicklung der Prozessroute Thermisches Spritzen mit anschließendem<br />
heißisostatischen Pressen<br />
Für die Umsetzung der neuen Prozessroute „Thermisches Spritzen in Kombination mit<br />
einer anschließenden Schichtnachverdichtung“ wurde das im vorigen Berichtszeitraum<br />
begonnene Werkstoffscreening fortgeführt. Mit dieser Entwicklung wurde der Forderung<br />
nach dickeren Schichten im Bereich von 30 - 50µm Folge geleistet, da Thermisches<br />
Spritzen im Gegensatz zu PVD-Verfahren diese Schichtdicken ermöglicht. Ein weiterer<br />
Vorteil von thermisch gespritzten Schichten liegt in der höheren Thermowechselbeständigkeit<br />
dieser Schichten. Die höhere Thermowechselbeständigkeit ist durch die Porosität<br />
thermisch gespritzter Schichten und ihrem niedrigem E-Modul gegeben. Allerdings wird<br />
für die Anwendung im Thixoforming neben der Thermowechselbeständigkeit auch eine<br />
niedrige Porosität gefordert, da durch eine hohe Porenanzahl die Oberfläche zunimmt und<br />
damit sich die Angriffsfläche für korrosiven und erosiven Verschleiß vergrößert wird.<br />
Gleichzeitig werden auch Anhaftungen bzw. Anklebungen durch die raue Oberfläche<br />
ermöglicht. Daher sollen die thermisch gespritzten Schichten in einem heißisostatischen<br />
Prozess nachverdichtet werden, um die Porosität zu reduzieren. Der E-Modul der<br />
Schichten wird in diesem Nachverdichtungsprozess erhöht und somit die Thermowechselbeständigkeit<br />
wiederum gesenkt. Durch entsprechende Schichtauswahl und Anpassung der<br />
beiden Prozesse aufeinander soll ein Kompromiss zwischen guter Thermowechselbeständigkeit<br />
und niedriger Porosität realisiert werden. Weitere Anforderungen an das zu<br />
entwickelnde Schichtsystem sind eine geringe Klebneigung mit Stahl, gute Wärmedämmung<br />
des Werkzeugmaterials und Schutz vor Verschleiß und Korrosion. Die gute<br />
Wärmedämmung kann entweder durch eine Wärmeisolation oder durch dicke Schichten<br />
realisiert werden. Die Kombination beider Ansätze ist mit dem Einsatz des Thermischen<br />
Spritzens praktikabel.<br />
Damit ergeben sich einige Voraussetzungen hinsichtlich der Werkstoffauswahl. Die<br />
Anforderungen der Thermowechselbeständigkeit, geringe Klebneigung, gute Wärmedämmung,<br />
Korrosions- und Verschleißschutzes sind für die Auswahl der Schichtmaterialien<br />
relevant. Oxidkeramische Schichten erfüllen das geforderte Anforderungsprofil.<br />
Sie sind chemisch inert und formbeständig bei hohen Temperaturen. Durch ihre<br />
guten mechanischen Eigenschaften, wie z.B. hohe Härte, zählen keramische Schichten zu<br />
den Hartstoffschichten, die vor Allem im Bereich des Verschleißschutzes eingesetzt<br />
werden. Zudem haben sich keramische Schichten bereits in Werkzeuganwendungen beim<br />
Thixoforming von Leichtmetallen bewährt und eine Übertragung auf die Stahlformung ist<br />
sehr wahrscheinlich. Daher wurden verschiedene oxidkeramische Beschichtungswerkstoffe<br />
wie Aluminiumtitanat /Khor 95/, Magnesiumzirkonat und Zirkonsilikat ausgewählt<br />
/Giannis 97/, da diese Materialien am ehesten dem Anforderungsprofil entsprechen.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
413<br />
Beispielhaft werden für die eben genannten Oxidkeramiken jeweils eine herausragende<br />
Eigenschaft stellvertretend genannt. Aluminiumtitanat zeichnet sich besonders durch die<br />
hohe Thermowechselbeständigkeit aus, was durch den hohen Ausdehnungskoeffizient<br />
dieses Werkstoffs erklärbar ist. Magnesiumzirkonat besitzt ebenfalls eine hohe Thermowechselbeständigkeit<br />
und Zirkonsilikat zeichnet sich durch die hohe Warmhärte aus.<br />
Die Auswahl der Substrate ist durch die eingesetzten Werkstoffe bei der Werkzeugfertigung<br />
für Thixoforminganwendungen begrenzt. Für das erste Werkstoffscreening<br />
wurde eine Molybdän-Basislegierung (TZM), ein Edelstahl (1.4301) /Kapranos 96/ und der<br />
Warmarbeitsstahl 1.2999 ausgewählt. Der Warmarbeitsstahl 1.2999 zeichnet sich durch<br />
einen erhöhten Molybdängehalt aus. Dadurch werden ein stark verbesserter Warmverschleißwiderstand<br />
und deutlich erhöhte Warmfestigkeit, sowie eine höhere Wärmeleitfähigkeit<br />
im Vergleich zum Warmarbeitsstahl 1.2343 erreicht. Diese Materialien sind<br />
bereits in den ersten Antragzeiträumen verwendet worden. Damit ist eine gute Vergleichbarkeit<br />
mit den Ergebnissen der bereits existierenden Schichtsysteme gegeben. Als<br />
eventuelle Haftvermittler können nur solche Schichtmaterialien eingesetzt werden, die<br />
sowohl eine gute Haftung mit dem Substrat - den Werkzeugmaterialien – als auch mit dem<br />
Schichtsystem eingehen. Bei den Versuchen kamen Ni-basierte Legierungen zum Einsatz.<br />
Die im ersten Werkstoffscreening untersuchten Werkstoffe sind nochmals detailliert in<br />
Tabelle D-4 und D-5 dargestellt.<br />
TZM Stahl (1.2343) Stahl (1.2999)<br />
E-Modul (GPa) 320 197 210<br />
Zugfestigkeit (MPa) 560-1150 505 1990<br />
Dichte (g/cm3) 10.22 8 7.8<br />
Schmelzpunkt(°C) 2500-2600 1427<br />
Ausdehnungskoeffizient bei 20-100°C<br />
(*10-6/K)<br />
5.3 17.3 11<br />
Wärmeleitfähigkeit bei RTP (W/mK) 126 16.2 24.6<br />
Tabelle D-4: Substratmaterialien
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
414<br />
Haftvermittler<br />
Schichtmaterial<br />
Werkstoff chemische<br />
Zusammensetzung<br />
Pulver Korngröße<br />
(µm)<br />
Ni+20wt% Cr NiCr (HV) Amdry 453.5 -51+21<br />
NiAlTaCr NiAlTaCr (HV) Amperit 943.01 -45+10<br />
Ni5Mo5Al Ni5Mo5Al (HV) Metco 447NS -90+45<br />
WC+17wt%Ni WCNi Amperit 545.3 -45+5.6<br />
Al2O3+13wt%TiO2 Al2TiO5 Amperit 744.1 -45+22.5<br />
Al2O3+3wt%TiO2 Al2TiO5 Amdry 6260 -45+22<br />
ZrO2 +7wt%Y2O3 Y2ZrO5 Amperit 827.7 -90+16<br />
ZrO2 +40wt%SiO2 ZrSiO4 Amperit 840.1 -45+22.5<br />
ZrO2 +24wt%MgO Mg2Zr5O12<br />
Metco 210NS-1-G -75+11<br />
Mg. aluminate MgAl2O4 170 spinel -40+15<br />
Al. titanate black Al2TiO5 HW 1040 -25+5<br />
Tabelle D-5: Schichtmaterialien und Haftvermittler<br />
Bei diesem ersten Screening stand die prozesstechnische Umsetzung des Thermischen<br />
Spritzens im Vordergrund. Entscheidende Parameter sind hierbei die thermische<br />
Leitfähigkeit sowie die Wärmeausdehnung der Werkstoffe des Schichtsystems. Das<br />
Problem der großen Differenz der Wärmeausdehnungskoeffizienten zwischen den Haftvermittlermaterialien<br />
und den aufgespritzten keramischen Schichten führte auch zu einer<br />
Einengung der Haftvermittlerauswahl. In Querschliffen zeigten sich Risse im Interlayerbereich,<br />
wenn die Haftvermittler auf TZM abgeschieden wurden. Nur der Haftvermittler<br />
Ni5Mo5Al zeigte keinerlei Anzeichen der Rissbildung. Dieser Haftvermittler wurde in den<br />
nachfolgenden Untersuchungen weiterverwendet. Bei der Bewertung der Schichtmaterialien<br />
konnten ebenfalls einige Materialien ausgeschlossen werden. Ausschlusskriterien<br />
waren geringe Haftung, hohe Porosität und die Gefügestruktur. Des Weiteren<br />
erwies sich ein Pulver (Al titanate black, HW 1040) als nicht handhabbar. Klumpenbildung<br />
des Pulvers und schlechtes Aufschmelzverhalten führte zu nicht reproduzierbaren<br />
Schichten. Die weiter untersuchten Werkstoffsysteme sind in Tabelle D-6 aufgeführt.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
415<br />
Werkstoff Pulver Korngröße (µm)<br />
Haftvermittler Ni5Mo5Al Metco 447NS -90+45<br />
Schichtmaterial<br />
Al2O3+13wt%TiO2 Amperit 744.1 -45+22.5<br />
Al2O3+3wt%TiO2 Amdry 6260 -45+22<br />
ZrO2 +7wt%Y2O3 Amperit 827.7 -90+16<br />
ZrO2 +40wt%SiO2 Amperit 840.1 -45+22.5<br />
ZrO2 +24wt%MgO Metco 210NS-1-G -75+11<br />
Mg. aluminate 170 spinel -40+15<br />
Tabelle D-6: Matrix der Werkstoffsysteme nach dem 1. Screening<br />
Die nachfolgenden Untersuchungen überprüften, ob das Anforderungsprofil der Thixoforminganwendung<br />
von den Schichtsystemen erfüllt wurde. Dazu wurden Auslagerungsversuche,<br />
Thermoschocktests und Benetzungsversuche durchgeführt.<br />
Für die Auslagerungsversuche wurde auf die beschichteten Proben jeweils eine Ronde aus<br />
HS-6-5-2 (Schnellarbeitsstahl) gelegt und mit einer konstanten Last in direkten Kontakt<br />
gebracht. Dieses geschah im Vakuum bei einer Temperatur von 1200°C. Auf diesem Wege<br />
wurde überprüft, ob die Schichten mit dem festen Gegenkörper Reaktionen eingehen, ob es<br />
Korrosions-, Adhäsions- oder Diffusionsneigungen zwischen den kontaktierten Oberflächen<br />
gibt. Bei den Auslagerungsversuchen konnte festgestellt werden, dass die überprüften<br />
Schichtsysteme keinerlei Veränderungen aufwiesen (Bild D-16).<br />
100 µm<br />
Bild D-16: Probe nach Auslagerungsversuch<br />
Stahl HS 6-5-2<br />
WC+17wt%Ni Schicht<br />
1.2343
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
416<br />
Im Anschluss an die Auslagerungsversuche wurden Benetzungsversuche durchgeführt.<br />
Dazu werden eine unbeschichtete Referenzprobe und eine beschichtete Probe nebeneinander<br />
gelegt. Auf diese Proben wird mittig eine Ronde aus HS 6-5-2 gelegt, die im<br />
Vakuum über einen Elektronenstrahl aufgeschmolzen wird. Der flüssige Stahl verteilt sich<br />
je nach Benetzbarkeit auf die beiden Proben. In Bild D-17a wird das Prinzip der Versuchsanordnung<br />
beschrieben. Bild D-17b zeigt, dass keine Benetzung der beschichteten Proben<br />
stattfindet. Man kann deutlich erkennen, dass das flüssige Metall sich auf der<br />
unbeschichteten Probe fast vollkommen verteilt hat. Eine schlechte Benetzungsfähigkeit<br />
der beschichteten Proben ist erwünscht. Von einer schlechten Benetzung kann man auf<br />
geringe Klebneigung im Thixoformingprozess schließen. Alle untersuchten Schichtsysteme<br />
wiesen diese schlechte Benetzung auf.<br />
Elektronen-<br />
strahl<br />
uncoated<br />
sample<br />
Bild D-17a: Prinzipskizze Benetzungsversuch<br />
HS 6-5-2<br />
1.2999<br />
Bild D-17b: Probe nach Benetzungsversuch<br />
coated<br />
sample<br />
HS6-5-2<br />
Kühlung<br />
vacuum<br />
chamber<br />
ZrSiO 4 –TS-<br />
Schicht<br />
Mit das wichtigste Kriterium für ein erfolgreich angepasstes Schichtsystem ist die Thermowechselbeständigkeit.<br />
Sie lässt sich in Thermowechseluntersuchungen simulieren. Der<br />
Thermowechseltest wurde wie folgt durchgeführt. Die zu untersuchende Probe wurde mit
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
417<br />
einer Haltezeit von 240s im Ofen einer Temperatur von 1100°C ausgesetzt. Dieser Vorgang<br />
fand unter Atmosphäre statt. Anschließend wurde die erhitzte Probe innerhalb von<br />
30s auf 200°C abgekühlt. Dazu wurde Druckluft mit einem Druck von 2bar eingesetzt.<br />
Dies beschreibt einen Zyklus. Dieser Zyklus wurde nun so oft wiederholt bis die ersten<br />
Delaminationen eintraten. Die Ergebnisse dieser Versuche sind in Bild D-18 dargestellt.<br />
Demnach ist für diese Art von Belastung eine Beschichtung mit Mg2Zr5O12 besonders<br />
geeignet. Erst nach 250 Zyklen ist ein Rissnetzwerk auf der Oberfläche zu erkennen.<br />
Ungeeignet dagegen erscheint Al2TiO5, da bei dieser Beschichtung nach 100 Zyklen<br />
bereits ein Rissnetzwerk auftrat.<br />
Zykluszahl<br />
Bild D-18: Ergebnis Thermowechseltest<br />
Die verbliebenen Schichtsysteme entsprachen bisher nur den chemischen und thermischen<br />
Anforderungen, die an sie gestellt wurden. Dabei sind auch die mechanischen Eigenschaften,<br />
insbesondere die thermomechanischen Eigenschaften, ein wichtiger Aspekt<br />
dieser Werkstoffentwicklung, da insbesondere der Verschleiß am Thixoformingwerkzeug<br />
zu Ausfällen führt. Die thermomechanischen Eigenschaften der thermisch gespritzten<br />
Schichten wurden mittels modifiziertem Thermoschocktest am MCh und Hochtemperaturtribometertest<br />
ermittelt.<br />
Die Versuche auf dem Hochtemperaturtribometer wurden nach dem Ball-on-Disk Prinzip<br />
ausgeführt. Als Gegenkörper wurde eine 100Cr6 Kugel mit einem Durchmesser von 6mm<br />
genutzt. Der Gegenkörper wurde mit einer Last von 5N auf die rotierende Probe<br />
(Geschwindigkeit 5cm/s) in einem Abstand von 4mm vom Probenmittelpunkt gedrückt.<br />
Zur Bestimmung der thermomechanischen Belastung wurde die Probentemperatur dabei in<br />
verschiedenen Versuchen von Raumtemperatur RT auf max. 800°C variiert. Während des<br />
Versuchs wird automatisch der aktuelle Reibkoeffizient aufgenommen. Die Verschleißspur<br />
des Probenkörpers wurde anschließend mittels Laserprofilometer ausgemessen und der<br />
Verschleißdurchmesser der Kugel lichtmikroskopisch bestimmt. Anhand des<br />
volumetrischen Verschleißes können die Verschleißraten der Kontaktpartner bestimmt
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
418<br />
werden. Die Ergebnisse sind in Bild D-19 für die verschiedenen Temperaturen dargestellt.<br />
Aus Bild D-19 wird ersichtlich, dass Mg2Zr5O12 eine geringere Verschleißbeständigkeit im<br />
Vergleich zu ZrSiO4 besitzt. Im Zusammenhang mit den Ergebnissen der Thermoschocktests<br />
gesehen, führte das Ergebnis der Tribometertest dazu, dass zwei Schichtsysteme<br />
weiter verfolgt wurden: zum einen Mg2Zr5O12, das die bessere Thermowechselbeständigkeit,<br />
und zum anderen ZrSiO4, das besser die Verschleißbeständigkeit aufweist.<br />
Kugel Verschleißwert mm3/n/m * (10 -5 )<br />
20<br />
15<br />
10<br />
5<br />
0<br />
Mg 2Zr 5O 12<br />
20 °C 200 °C<br />
400 °C 600 °C<br />
800 °C<br />
Al 2TiO 5<br />
ZrSiO 4<br />
Bild D-19: Verschleißraten im Tribometertest<br />
Neben dem Hochtemperatur-Tribometertest wurde der modifizierte Thermoschocktest am<br />
Lehrstuhl für Werkstoffchemie im Rahmen des Teilprojekts D3 auf einem eigens dafür<br />
entwickelten Prüfstand durchgeführt. Im Prüfstand wird die getestete Probe in einen Halter<br />
geklemmt. Ein auf 1200°C geheizter Gegenkörper wird zyklisch auf die Probe gepresst.<br />
Die Last beträgt dabei 78MPa bei einer Haltezeit von 5s. Zwischen Kontaktzeiten wird die<br />
Probe 10s lang in einer Stickstoffatmosphäre gekühlt. Der Gesamtzykluszahl umfasst aus<br />
500 Zykluswiederholungen. Mit Mg2Zr5O12 oder mit ZrSiO4 beschichtete Proben zeigten<br />
nach dieser Zykluszahl bei diesen Parametern weder Delaminationen noch<br />
Adhäsionserscheinungen. Daher eignen sich beide Schichtsysteme für eine Anwendung als<br />
mögliche Schutzschicht für ein Thixoforming-Werkzeug geeignet.<br />
Nachdem diese beiden thermisch gespritzten Schichtsysteme, Mg2Zr5O12 und ZrSiO4, die<br />
Versuche des Werkstoffscreenings erfolgreich bestanden hatten, wurde der Arbeitspunkt<br />
der Nachverdichtung für das weitere Vorgehen berücksichtigt. Hierbei wurden zwei<br />
Prozessstrategien überprüft. Neben der Verdichtung der Schichten durch heißisostatisches<br />
Pressen wurde auch der Anlassprozess untersucht. Auf diese Weise sollte der Effekt des<br />
Wärmeeinflusses herausgestellt werden.<br />
Scheibe Verschleißwert mm3/n/m * (10 -5 )<br />
70<br />
60<br />
50<br />
40<br />
30<br />
20<br />
10<br />
0<br />
-10<br />
-20<br />
Mg 2Zr 5O 12<br />
20 °C 200 °C<br />
400 °C 600 °C<br />
800 °C<br />
Al 2TiO 5<br />
ZrSiO 4
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
419<br />
Die beiden Nachbehandlungen der thermisch gespritzten Schichten stellten sich im<br />
Einzelnen wie folgt dar:<br />
Das Anlassen erfolgte im Vakuum bei 800°C. Die Proben wurden innerhalb von vier<br />
Stunden auf eine Temperatur von 800°C gebracht und anschließend eine Stunde auf dieser<br />
Temperatur gehalten. Der nachfolgende Kühlprozess dauerte zwei Stunden. Dieser Zyklus<br />
wurde ein- bis dreimal durchlaufen. Das heißisostatische Pressen (HIP) wurde bei 1100°C<br />
unter einem Druck von 100MPa ausgeführt. Dazu wurden die Proben innerhalb von drei<br />
Stunden auf Temperatur gebracht. Der reine HIP Prozess dauerte sechs Stunden.<br />
Anschließend wurden die heißisostatisch gepressten Proben langsam auf Raumtemperatur<br />
abgekühlt.<br />
Um die Gefüge- und Phasenveränderungen der beiden Nachbehandlungen genauer charakterisieren<br />
zu können, wurden das verwendete Pulver, die gespritzte Schicht und die<br />
nachverdichteten Schichten mittels Röntgendiffraktometrie (XRD) untersucht. Des<br />
Weiteren wurden Querschliffe für lichtmikroskopische (LM) Untersuchungen angefertigt.<br />
Bereits anhand der Bilder der LM Untersuchungen (Bild D-20a-c) können deutliche<br />
Veränderungen in der Gefügestruktur der thermisch gespritzten Schichten ausgemacht<br />
werden. Gleichzeitig konnte mit diesen Bildern eine schematische Veränderung der<br />
thermisch gespritzten Schichten dargestellt werden (Bild D-20a-c).
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
420<br />
TS-Schicht<br />
Haftschicht<br />
Substrat<br />
ZrSiO4 ZrSiO4 ZrSiO4<br />
Ni5Mo5Al<br />
Ni5Mo5Al<br />
Ni5Mo5Al<br />
As sprayed angelassen HIP<br />
Bild D-20a-c: LM Bilder und Schemata thermisch gespritzter, angelassener<br />
und gehipter ZrSiO4 Schicht<br />
Die Unterschiede wurden in der XRD Analyse bestätigt. Demnach zerfällt das verwendete<br />
Pulver beim Thermischen Spritzprozess in stabile niedrigwertige Einzelkomponenten.<br />
Durch eine Nachbehandlung, wie Anlassen oder HIP verändert sich die Zusammensetzung<br />
der Schicht abermals. So zerfällt ZrSiO4 beim Thermischen Spritzen in ZrO2 und amorphes<br />
SiO2. Heißisostatisches Pressen dieser Schicht führt zu einer teilweisen Rekombination<br />
von ZrSiO4. Es bleibt allerdings ein Rest an ZrO2 bestehen (Bild D-22). Mg2Zr5O17<br />
durchläuft aufgrund seiner thermischen Beständigkeit bis 1120°C ± 10°C (Bild D-21)<br />
keine derartigen Umwandlungen.
Bild D-21: Phasendiagramm von ZrO2-MgO /Grain 67/<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
421<br />
ZrSiO4 Mg2Zr5O12<br />
cps<br />
gespritzt<br />
gespritzt&gehipt<br />
Pulver<br />
20 30 40 50 60 70<br />
2 <br />
Bild D-22: XRD- Messschriebe von ZrSiO4 und Mg2Zr5O12 Schichten<br />
Durch die Nachbehandlung der thermisch gespritzten Schichten werden mit der Phasen-<br />
bzw. Gefügeveränderung auch die Eigenschaften der Schichtsysteme verändert. In Nanoindenteruntersuchungen<br />
konnte nachgewiesen werden, dass der E-Modul der thermisch<br />
gespritzten Schichten durch einen HIP Prozess nahezu verdoppelt werden konnte. Es<br />
konnte kein Härteverlust festgestellt werden.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
422<br />
Wie sich die Nachbehandlung unter thermomechanischer Belastung auswirkte, kann<br />
anhand der Ergebnisse weiterer Thermowechseltests gezeigt werden. Dazu wurden<br />
angelassene und heißisostatisch gepresste Proben miteinander verglichen. Das Ergebnis<br />
war eindeutig. Angelassene Proben zeigten ein adhäsives Schichtversagen bei relativ<br />
niedriger Zyklusanzahl im Vergleich zu heißisostatisch gepressten Proben. Dagegen<br />
hielten heißisostatisch gepresste Proben mehr als die doppelte Zykluszahl aus. Das<br />
Schichtversagen dieser Proben war auch kein adhäsives, sondern kohäsives<br />
Schichtversagen. Es entstanden Risse in der Schicht (Bild D-23). Durch das Wachstum<br />
eines TGO (thermisch gewachsenes Oxid) kommt es zum Schichtversagen am Interface.<br />
ZrSiO4<br />
NiMoAl<br />
TGO<br />
1.2999<br />
Bild D-23: ZrSiO4 Schichtversagensbilder nach Zyklustest angelassen gegen HIP<br />
Im direkten Vergleich der thermisch gespritzten Schichten, die nicht behandelt wurden, zu<br />
den nachbehandelten Schichten konnte eine deutliche Verbesserung der Thermowechselbeständigkeit<br />
durch den Einsatz der Nachbehandlung mit dem Heißisostatischen Pressens<br />
erzielt werden /Suzuki 01/ (Bild D-24).
Zahl der Thermozyklenas<br />
1600<br />
1400<br />
1200<br />
1000<br />
800<br />
600<br />
400<br />
200<br />
0<br />
gespritzt mit Haftvermittler<br />
gespritzt und gehipt mit Haftvermittler<br />
Bild D-24: Ergebnis Thermozyklustest von plasmagespritzten Mg2Zr5O12<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
423<br />
Diesen positiven Einfluss einer Nachbehandlung mittels HIP konnte auch im Stirnabzugversuch<br />
nachgewiesen werden. Der Stirnabzugversuch dient zur quantitativen Bestimmung<br />
der Haftzugfestigkeit thermisch gespritzter Schichten bei Zugbeanspruchung. Der Versuch<br />
(EN 582) gibt Aufschluss über die Schichtfestigkeit und der Haftung zwischen Spritzschicht<br />
und Grundwerkstoff. Neben diesen Kriterien können durch einen Stirnabzugversuch<br />
auch Rückschlüsse auf die Substratvorbereitung als auch den Spritzbedingungen<br />
im Prozess gezogen werden. In Bild D-25 ist schematisch eine vorbereitete Versuchsprobe<br />
dargestellt.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
424<br />
Bild D-25: Schematische Darstellung einer Probe für den Stirnabzugversuch<br />
Die Ergebnisse der Untersuchungen sind in Bild D-26 dargestellt. Auch hier ist erkennbar,<br />
dass die Nachbehandlung mit dem Heißisostatischen Pressen eine Verbesserung der<br />
Haftzugfestigkeit im Vergleich zu unbehandelten, thermisch gespritzten Schichten bringt.<br />
Haftzugfestigkeit (MPa)a<br />
80<br />
70<br />
60<br />
50<br />
40<br />
30<br />
20<br />
10<br />
0<br />
gespritzt gespritzt, gehipt<br />
Bild D-26: Ergebnisse des Stirnabzugsversuchs
2.3.2 Aktivlöten<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
425<br />
Die zentrale Herausforderung bei der Prozessentwicklung ist die Eigenspannungsreduzierung<br />
im keramischen Fügepartner. Dies liegt in den unterschiedlichen thermophysikalischen<br />
Eigenschaften der Fügepartner begründet. Insbesondere die unterschiedlichen<br />
E-Moduli und die verschiedenen thermischen Ausdehnungskoeffizienten<br />
spielen bei der Eigenspannungsinduzierung eine Rolle (s. Tabelle D-7). Besonders kritisch<br />
sind Zugspannungen, die im keramischen Fügepartner induziert werden. Diese<br />
Spannungen können oberhalb der Werkstofffestigkeit liegen und zum Bauteilversagen<br />
führen. Zur Reduktion dieser Eigenspannungen gibt es verschiedene Ansätze. Eine<br />
geeignete Werkstoffauswahl des Lotes, eine konstruktive Anpassung der Fügezonengeometrie,<br />
große Lötspaltbreiten oder eine angepasste Temperaturführung während des<br />
Lötprozesses können zur Eigenspannungsreduzierung führen.<br />
Werkstoff Dichte<br />
[g/cm³]<br />
E-Modul<br />
[GPa]<br />
Al2O3 3,9 380 8,5<br />
Si3N4 3,3 300 3,2<br />
TZM 10,22 320 5,3<br />
1.2343 7,8 210 11<br />
Tabelle D-7: Eigenschaften der untersuchten Grundwerkstoffe<br />
Wärmeausdehnungs-<br />
koeffizient<br />
[10 -6 K -1 ]<br />
Bei geeigneter Aktivlotauswahl kann ein Spannungsabbau durch eine duktile Fügezone<br />
erreicht werden. Dazu werden duktile Grundwerkstoffe wie Cu oder Ag bzw. deren<br />
Legierungen für die Lotentwicklung verwendet. Die höhere Duktilität führt zu einem<br />
Abbau thermisch induzierter Spannungen. Dies hat einen positiven Effekt, der sich in der<br />
Abkühlphase des Lötprozesses bemerkbar macht. Für die durchgeführten Untersuchungen<br />
wurden zwei Aktivlote auf Silber-Kupfer-Basis verwendet (s. Tabelle D-8). Als grenzflächenaktives<br />
Element war den beiden Lotsystemen Titan zugemischt. Um keine<br />
Versprödung der Fügezonen durch zu hohe Titangehalte zu erhalten, wurde ein maximaler<br />
Titangehalt von 3 Gew.% eingesetzt. Ag-Cu-Basislote zeichnen sich durch eine sehr hohe<br />
Duktilität aus. Gleichzeitig weisen diese Lote eine hohe Aktivität der<br />
Aktivlotkomponenten auf. Dadurch konnte eine verbesserte Benetzung der keramischen<br />
Komponente erzielt werden. In Untersuchungen der Fügezonen konnte die gute Anbindung<br />
zwischen keramischer und metallischer Fügekompenente nachgewiesen werden.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
426<br />
Zusammensetzung Ag<br />
Gew.%<br />
Cu<br />
Gew.%<br />
In<br />
Gew.%<br />
CB1 72,5 19,4 5 3<br />
CB4 70,5 26,5 0 3<br />
Tabelle D-8: Ausgewählte Ag-Cu-Basisaktivlote<br />
Ti<br />
Gew.%<br />
Bei den Untersuchungen zeigte sich, dass der Spannungsabbau direkt von der Dicke der<br />
duktilen Fügezone abhängig ist. Daher wurde versucht, möglichst große Fügespalten zu<br />
realisieren. Da durch das Eigengewicht der Fügepartner der Fügespalt auf 300µm begrenzt<br />
ist, wurde versucht durch das Einbringen von Ni-Netzen einen breiten Fügespalt zu<br />
verwirklichen. Beabsichtigt war, dass damit durch die spannungsrelaxierende Wirkung<br />
eine Festigkeitssteigerung erzielt wird. Die Ni-Netze schmolzen in den Versuchen nicht<br />
auf, wurden jedoch vom Aktivlot infiltriert. Auf diese Weise konnten breite Fügespalten<br />
realisiert werden. Beispielhaft werden in den Bildern D-27a und b Si3N4-<br />
Aktivlotverbindungen dargestellt. In Bild D-27a handelt es sich um eine Verbindung aus<br />
Si3N4 mit TZM. Als Lot wurde hier CB4 eingesetzt. Bild D-27b zeigt eine Si3N4<br />
Verbindung mit dem Warmarbeitsstahl 1.2343. Diese Verbindung wurde ebenfalls mit dem<br />
Lot CB4 umgesetzt.<br />
a) Si3N4 - TZM b) Si3N4 – 1.2343<br />
Bild D-27: Lotverbindungen mit Si3N4<br />
Si3N4<br />
CB4<br />
TZM 1.2343<br />
2.3.3 Anwendungsbezogene Untersuchungen<br />
Im Folgenden werden die drei verschiedenen anwendungsbezogenen Versuchsergebnisse<br />
für die im obigen Teil beschriebenen Schichten dargestellt. Die Versuche beinhalten HT-<br />
Tribometeruntersuchungen, Korrosionstests und Stauchversuche, die jeweils von einem
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
427<br />
Teilprojektpartner für alle Teilbereichspartner durchgeführt wurden. Die Resultate der<br />
Tribometeruntersuchungen wurden vom Teilprojekt D1 ermittelt. Die Ergebnisse der<br />
Korrosionstest wurden vom Teilprojekt D2 bereitgestellt und die der Thermoschockversuche<br />
stammen vom Teilprojekt D3.<br />
2.3.3.1 Ball-on-disk Untersuchungen.<br />
Die Ball-on-Disk Untersuchungen wurden von WW für alle beteiligten Werkstoffverbunde<br />
und vollkeramischen Konzepte in Zusammenarbeit mit den Teilprojekten D2 und D3<br />
durchgeführt. Im Folgenden schließt sich eine Darstellung der Ergebnisse für die Schichten<br />
des Teilprojektes D1 an. Die Ergebnisse der beiden anderen Teilprojekte sind den<br />
jeweiligen Arbeits- und Ergebnisberichten zu entnehmen.<br />
In den beiden nachfolgenden Bildern D-28 und D-29 sind die Reibwertverläufe der<br />
verschiedenen Schichten bei zwei ausgewählten Temperaturen dargestellt, die im<br />
Teilprojekt D1 hergestellt wurden. Zu sehen sind die Reibwerte der beiden thermisch<br />
gespritzten Schichten, Mg2Zr5O12 und ZrSiO4, und der beiden PVD-Schichten, ZrO2 und<br />
Al2O3.<br />
Bild D-28: Reibwertverlauf bei 25°C<br />
Mg2Zr5O<br />
ZrSiO4<br />
Al2O3<br />
ZrO2<br />
Versuchsparameter<br />
Last: 5N<br />
Geschwindigkeit: 5cm/s<br />
Durchmesser: 5mm<br />
Probentemperatur: 25°C<br />
Gegenkörper: 100Cr6<br />
kein Schmiermittel
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
428<br />
Mg2Zr5O<br />
ZrSiO4<br />
Al2O3<br />
ZrO2<br />
Versuchsparameter<br />
Last: 5N<br />
Geschwindigkeit: 5cm/s<br />
Durchmesser: 5mm<br />
Probentemperatur: 500°C<br />
Gegenkörper: 100Cr6<br />
Bild D-29: Reibwertverlauf bei 500°C<br />
ki Sh i i l<br />
Bei beiden Versuchen wurde 100Cr6 als Gegenkörpermaterial gewählt, da dieser<br />
Werkstoff auch mit Thixoformingprozessen verarbeitet. Im Bild D-28 werden die<br />
Reibwertverläufe dieser vier Schichten bei Raumtemperatur abgebildet. Die beiden PVD-<br />
Schichten, ZrO2 und Al2O3, weisen einen sehr gleichmäßigen Reibwertverlauf um den<br />
jeweiligen Reibwertkoeffizienten der jeweiligen Schicht auf. Die thermisch gespritzten<br />
Schichten dagegen zeigen einen Reibwertverlauf, der mit einem niedrigen Reibwert<br />
beginnt und dann im Verlauf der Untersuchung ansteigt. Diese Reibwerterhöhung kann<br />
durch anhaftendes Material des Gegenkörpers, das auf die Beschichtung im Versuch<br />
aufgeschmiert wird, erklärt werden. Der stationäre Wert gegen Ende der Messung<br />
beschreibt dann das Reibverhalten des Gegenkörpermaterials gegen das aufgeschmierte<br />
Material. Bei den Versuchsergebnissen der Experimente bei 500°C Probentemperatur fällt<br />
auf (Bild D-29), dass die Reibwerte der beiden thermisch gespritzten Schichten im<br />
Gegensatz zu den Versuchen auf Raumtemperatur leicht gestiegen sind. Dagegen fällt der<br />
mittlere Reibwert von Al2O3 und ZrO2. Im Zusammenhang mit den Reibwertverläufen<br />
müssen auch die Verschleißraten der Schichten und der Gegenkörper, hier 100Cr6- Kugel,<br />
betrachtet werden. In den Bild D-30 und Bild D-31 werden die beiden Reibpartner<br />
getrennt betrachtet. Es sind jeweils die Verschleißraten für Raumtemperatur und für die<br />
500°C Versuche dargestellt.
4,00E-05<br />
2,00E-05<br />
0,00E+00<br />
-2,00E-05<br />
-4,00E-05<br />
-6,00E-05<br />
-8,00E-05<br />
-1,00E-04<br />
-1,20E-04<br />
-1,40E-04<br />
Bild D-30: Verschleißraten für die beschichtete Probe<br />
Verschleißrate [mm³/Nm]<br />
Verschleißrate [mm³/Nm]<br />
1,60E-04<br />
1,40E-04<br />
1,20E-04<br />
1,00E-04<br />
8,00E-05<br />
6,00E-05<br />
4,00E-05<br />
2,00E-05<br />
0,00E+00<br />
ZrO2<br />
ZrO2<br />
Al2O3<br />
Al2O3<br />
RT<br />
Bild D-31: Verschleißraten für den verwendeten Gegenkörper<br />
ZrSiO4<br />
ZrSiO4<br />
Mg2Zr5O1<br />
Mg2Zr5O1<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
429<br />
Aus Bild D-30 wird deutlich, dass die beiden PVD-Schichten Verschleiß bei dem<br />
Raumtemperaturversuch aufweisen. Im Hochtemperaturversuch dagegen wird der<br />
ZrO2<br />
ZrO2<br />
Al2O3<br />
RT 500°C<br />
Al2O3<br />
ZrSiO4<br />
500°C<br />
ZrSiO4<br />
Mg2Zr5O1<br />
Mg2Zr5O1
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
430<br />
Gegenkörper auf den PVD-beschichteten Probekörpern aufgeschmiert. Durchweg konnte<br />
bei den thermisch gespritzten Schichten nur Aufschmierungen des Gegenkörpers<br />
beobachtet werden. Es traten keinerlei Verschleißerscheinungen dieser Schichten auf. Aus<br />
der Auswertung der Gegenkörper geht ganz klar hervor, dass alle Schichten den<br />
Gegenkörper verschleißen – mehr oder weniger ausgeprägt. Es wird deutlich, dass die<br />
PVD-Al2O3 Schicht zu einem geringeren Reibverschleiß des Gegenkörpers führt. Damit<br />
weist die PVD-Al2O3 Schicht im Vergleich mit den anderen Schichten einen besseren<br />
Verschleißschutz auf. Dagegen zeigt die PVD-ZrO2 Schicht eine geringere Anhaftung zu<br />
Stahl auf. Die Aufschmierung auf diese Schicht fiel bei den Untersuchungen am geringsten<br />
aus. Abschließend kann festgehalten werden, dass alle untersuchten Schichten den<br />
Versuchsbedingungen standhielten.<br />
2.3.3.2 Korrosionsuntersuchungen<br />
Um das Korrosionsverhalten der Beschichtungen bzw. der Werkstoffverbunde beurteilen<br />
zu können, wurden Korrosionsuntersuchungen der Beschichtungen mit flüssigen<br />
Schmelzen durchgeführt. Dabei wurden zwei verschiedene Untersuchungsmethoden in die<br />
Praxis umgesetzt. Die Korrosionsuntersuchungen wurden am GHI in Zusammenarbeit mit<br />
dem Teilprojekt D2 durchgeführt. Hier werden die Ergebnisse der im Teilprojekt D1<br />
hergestellten Werkstoffverbunde dargestellt.<br />
Durchgeführt wurden einerseits Tauchversuche mit beschichteten Stiften in flüssigen<br />
Schmelzen und andererseits Kontaktkorrosionsversuche, bei denen auf beschichtete<br />
Probenkörper Schnellarbeitsstahlproben fixiert wurden. Dieser Probenverbund wurde in<br />
einem Ofen positioniert und auf eine Temperatur von 1275°C aufgeheizt. Nach Erreichen<br />
der Temperatur, wurden die Proben 2 Stunden ausgelagert. Mit Aufheiz- und Abkühlzeiten<br />
ergibt sich eine Zykluszeit von 20-24 Stunden. Bei den Tauchversuchen wurden die<br />
beschichteten Stifte zyklisch mit hoher Geschwindigkeit in Schmelze getaucht und nach<br />
einer Verweilzeit von ca. 1 Sekunde wieder herausgeholt. Die Temperatur der Schmelze<br />
beträgt dabei 1600°C. Dieser Zyklus wird mehrmals durchlaufen. Im Anschluss an die<br />
Versuche wurden die untersuchten Werkstoffverbunde metallographisch präpariert und<br />
mittels REM untersucht.<br />
In Bild D-32a und b ist eine thermische Spritzschicht Mg2Zr5O12 nach den Tauchversuchen<br />
dargestellt. In Bild D-32a ist im oberen Bereich die anhaftende Stahlschmelze<br />
zu erkennen. Zwischen der Schmelze und der thermischen Spritzschicht ist keine Diffusion<br />
und kein Angriff durch die Schmelze feststellbar. In Bild D-32b ist die Probe an einer<br />
anderen Stelle aufgenommen worden. An dieser Stelle ist bei der Probenpräparation die<br />
anhaftende Schmelze abgeplatzt. Hier ist ebenfalls kein Angriff der Spritzschicht durch die
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
431<br />
Schmelze erkennbar. Die Haftung zum Grundwerkstoff ist durch den Kontakt zur Stahlschmelze<br />
nicht beeinträchtigt.<br />
a b<br />
Bild D-32: REM-Aufnahmen der Mg2Zr5O12 Spritzschicht nach den Tauchversuchen<br />
In Bild D-33a und b ist eine -Al2O3-Schicht mit TiAlN-Interlayer nach den<br />
Tauchversuchen dargestellt. Im oberen Teil der Abbildung ist die anhaftende Schmelze zu<br />
sehen. Auch hier ist kein Angriff an der Schicht durch die Stahlschmelze zu erkennen. In<br />
Bild D-33b ist die Beschichtung nach Entfernen der anhaftenden Schmelze dargestellt. Die<br />
Schicht weißt nach den Tauchversuchen keine Schädigung auf und verfügt über eine gute<br />
Haftfestigkeit zum Grundwerkstoff.<br />
a) b)<br />
Bild D-33: REM-Aufnahme der -Al2O3-Schicht mit TiAlN-Interlayer nach den<br />
Tauchversuchen
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
432<br />
In Bild D-34a und b sind die thermischen Spritzschichten ZrSiO4 (Bild D-34a) und<br />
Mg2Zr5O12 (Bild D-34b) nach den Kontaktkorrosionsversuchen dargestellt. Zwischen den<br />
Beschichtungen und der anhaftenden Schmelze ist keine Diffusion oder Schädigung der<br />
Schicht erkennbar.<br />
a) ZrSiO4<br />
b) Mg2Zr5O12<br />
Bild D-34: REM-Aufnahmen der ZrSiO4- und Mg2Zr5O12 Spritzschichten nach den<br />
Kontaktkorrosionsversuchen<br />
In Bild D-35 ist die Al2O3+TiAlN-PVD-Schicht nach den Kontaktkorrosionsversuchen<br />
gezeigt. Auch hier ist keine Beeinträchtigung der Schicht durch die Stahlschmelze<br />
erkennbar. Zusammenfassend kann festgestellt werden, dass die untersuchten Schichtsysteme<br />
den Versuchsbedingungen standhielten.<br />
Bild D-35: REM-Aufnahme der Al2O3-PVD-Schicht nach den Kontaktkorrosionsversuchen
2.3.3.3 Thermoschockuntersuchungen<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
433<br />
Die Thermoschockuntersuchungen wurden in Zusammenarbeit mit dem Teilprojekt D3 am<br />
MCh für alle Teilprojekt durchgeführt. Diese Thermoschocktests wurden auf einem eigens<br />
dafür entwickelten Prüfstand durchgeführt. Dafür wird eine Flachprobe in einen Halter<br />
geklemmt. Anschließen wird ein heißer Gegenkörper (1200°C) auf die Probe gepresst. Die<br />
Parameter waren zum einen die Last (78MPa), die Haltezeit (5s), sowie die Pause<br />
zwischen den Kontaktzeiten (10s). In der Pause wird die Probe in einer Stickstoffatmosphäre<br />
gekühlt. Dieser Zyklus wurde 500 Mal wiederholt. Alle in Teilprojekt D1<br />
entwickelten Schichten wurden diesem Test unterzogen. Die gelöteten keramischen<br />
Panzerungen wurden diesem Test nicht unterzogen, da einerseits die vollkeramischen<br />
Werkzeuge (D2) untersucht wurden und andererseits bei gelöteten Werkzeugen nur die<br />
Wiederaufschmelztemperatur des Lotes von Interesse ist. Als Ergebnis ist festzuhalten,<br />
dass alle Schichten diesen Versuch einwandfrei überstanden. Es konnten weder<br />
Delamination noch Rissbildung innerhalb der Schichten festgestellt werden. Diese<br />
Feststellung ist sowohl für die thermisch gespritzten Schichten als auch für die mittels<br />
PVD abgeschiedenen Schichten gültig. Damit erfüllen alle eingesetzten Dünn- und Dickschichten<br />
die Anforderung der Thermowechselbeständigkeit, die für den Einsatz im Thixoformingwerkzeug<br />
erforderlich sind.<br />
2.3.3.4 Stauchversuch<br />
In Zusammenarbeit mit dem <strong>Projektbereich</strong> E „Formgebung“ wurden Stauchplatten für die<br />
Stahlformgebung beschichtet. Die beschichteten Stahl- und TZM-Platten wurden am IBF<br />
betriebsnah in Mittelserie getestet. Nach den Versuchen wurden die Platten mittels XRD,<br />
REM und EDX auf Veränderungen hinsichtlich Struktur und Zusammensetzung<br />
untersucht. Dabei konnten folgende Ergebnisse ermittelt werden:<br />
Es wurden 50 Stauchversuche mit folgenden Parametern durchgeführt. Die durchschnittlich<br />
aufgebrachte Last betrug 65kN. Dabei schwankte die Last der einzelnen<br />
Versuche, bedingt durch die unterschiedlichen Vorwärmtemperaturen der Proben,<br />
zwischen 45kN und 120kN. Die sich daraus ableitenden lokalen Spannungen überschreiten<br />
stellenweise die Nennlast von 65kN. Dadurch kam es bei den thermischen Spritzschichten<br />
zu lokalen Delaminationen, da die in Teilprojekt D3 ermittelte prozesstechnische<br />
Druckgrenze von 78MPa überschritten wurde. Die gemittelte Versuchstemperatur betrug<br />
1260°C. In Bild D-36 ist beispielhaft ein Kraft-Weg-Diagramm eines Versuches<br />
dargestellt. Für die Versuche wurden zylindrische Proben mit einem Ausgangsdurchmesser<br />
von 30mm und einer Höhe von 48mm auf eine Höhe von 38mm gestaucht (Bild D-36).
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
434<br />
Kraft, F [kN]<br />
Soll-Spannung, U [V]<br />
10<br />
0<br />
-10<br />
-20<br />
-30<br />
-40<br />
-50<br />
Versuchsverlauf des Stauchversuchs am IBF<br />
Wartezeit: 8,0 sec<br />
Stauchkraft<br />
Erwärmungssignal<br />
Stempelposition<br />
-60<br />
0<br />
252 253 254 255 256 257 258 259 260 261 262 263 264<br />
Messzeit während des Stauchens, ts [s]<br />
Bild D-36: Kraft-Weg-Diagramm eines Stauchversuchs<br />
10mm<br />
Bild D-37: Prinzip des Stauchvorgangs<br />
In den Bildern D-38 und D-39 sind PVD-beschichtete Proben nach den Stauchversuchen<br />
zu sehen. Die beiden mittels PVD abgeschiedenen Schichtsysteme erreichten ausgezeichnete<br />
Ergebnisse in den Stauchversuchen. Keiner der beiden Schichten konnten<br />
Abplatzungen nachgewiesen werden. Nach 50 Stauchversuchen zeigten sich an den mit<br />
ZrO2 beschichteten Stauchplatten nur minimale Spuren von anhaftendem, teilflüssigem<br />
Eisen (Bild D-38). Die Oberflächenrauheit der beschichteten Platten wurde nur minimal<br />
gesteigert. An den mit -Al2O3 beschichteten Stauchplatten konnte eine etwas stärkere<br />
Anhaftung von teilflüssigem Eisen beobachtet werden (Bild D-37). Allerdings in so<br />
100<br />
90<br />
80<br />
70<br />
60<br />
50<br />
40<br />
30<br />
20<br />
10<br />
Weg, s [mm]
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
435<br />
geringem Maße, dass beide Dünnschichten die Anforderung als Schutzschicht für ein<br />
Thixoformingwerkzeug in vollem Umfang erfüllen.<br />
Rauheit<br />
vorher: Ra= 0,05<br />
Element Atom-%<br />
Zr 44.11<br />
W 6.52<br />
O 41.15<br />
Fe 8.22<br />
nachher: Ra= 1,26<br />
Bild D-38: ZrO2 beschichtete Stauchplatte nach dem Einsatz, sowie deren EDX-Analyse<br />
Rauheit<br />
vorher: Ra= 0,81<br />
nachher: Ra= 5,88<br />
Element Atom-%<br />
Al 49.89<br />
Ti 7.27<br />
O 38.38<br />
Fe 8.22<br />
Bild D-39: Al2O3 beschichtete Stauchplatte nach dem Einsatz, sowie deren EDX-Analyse<br />
Die thermisch gespritzten Werkstoffverbunde (Magnesiumzirkonat und Zirkoniumsilikat)<br />
überstanden die Stauchversuche nicht einwandfrei. Den hohen Presskräften des Stauchversuchs<br />
(85-170MPa) hielten diese, teils porösen, Werkstoffe nicht stand. Die thermisch<br />
gespritzten Schichten wiesen kohäsives Versagen auf. Nach gezielten Untersuchungen<br />
konnte festgestellt werden, dass die Schicht an der Stelle höchster Porosität innerhalb der<br />
Schicht delaminierte (Bild D-40). Im modifizierten Thermoschockversuch des MChs wurde<br />
jedoch bereits bewiesen, dass thermisch gespritzte Schichten ein hohes Potenzial als<br />
Schutzschicht haben. In diesen Versuchen hielten die Schichten der thermomechanischen<br />
Druckbelastung von 78MPa stand. Daraus kann man schließen, dass die
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
436<br />
Werkstoffverbunde von der Druckbelastung durch die Porosität eingeschränkt sind. Somit<br />
ergibt sich die Fragestellung, ob es nicht angebracht ist, den Nachverdichtungsprozess zu<br />
verbessern, um so eine geringere Porosität zu erreichen. Dadurch würde aber die Thermowechselbeständigkeit<br />
negativ beeinflusst werden /Carton 95/. Aus den Stauchversuchen<br />
kann festgehalten werden, dass die Werkstoffverbunde eine prozesstechnische Grenze<br />
µm 30<br />
10<br />
-10<br />
-30<br />
31,3mm; 200P/mm<br />
10 20 30<br />
µm 30<br />
10<br />
-10<br />
-30<br />
31,3mm; 200P/mm<br />
10 20 30<br />
Warmarbeitstahl TZM<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
437<br />
Bild D-41: Deformation der Substrate durch die Druckbelastung im Stauchvorgang<br />
2.3.4 Versuche am Realbauteil<br />
Zur Untersuchung der Tauglichkeit der thermisch gespritzten Schichten im realen Einsatz<br />
wurden zwei Werkzeugeinsätze aus Warmarbeitsstahl 1.2999 mit den beiden<br />
Schichtsystemen, ZrSiO4 und Mg2Zr5O12, beschichtet. Diese Einsätze wurden am GI in ein<br />
Formwerkzeug zur Herstellung eines T-Bauteils eingebaut. Der mit ZrSiO4 beschichtete<br />
Werkzeugeinsatz wurde in die feststehende Formhälfte eingebaut, der mit Mg2Zr5O12<br />
beschichtete in die bewegliche Formhälfte (Bild D-42).<br />
Mg2Zr5O12 beschichtet ZrSiO4 beschichtet<br />
Bild D-42: Beschichtete Werkzeugeinsätze aus 1.2999 vor den Formgebungsversuchen<br />
Anschließend wurden 50 Aluminium- und 5 Stahlformgebungszyklen ohne Trennmitteleinsatz<br />
mit diesem Werkzeug gefahren. In der anschließenden Begutachtung der Werkzeughälften<br />
konnten keinerlei optisch sichtbaren Schädigungen der beschichteten Einsatzflächen<br />
festgestellt werden. Lediglich der Kantenübergang wies geringfügige<br />
Abplatzungen auf (Bild D-43).
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
438<br />
Mg2Zr5O12 beschichtet ZrSiO4 beschichtet<br />
Bild D-43: Beschichtete Werkzeugeinsätze nach Formgebungsversuchen (Verfärbung<br />
durch verwendete Aufhärtpaste für Druckgießwerkzeuge verursacht)<br />
Dies kann aber durch veränderte geometrische Bedingungen und verbesserter Prozessführung<br />
beim Spritzprozess behoben werden. Es kann festgehalten werden, dass die<br />
Beschichtungen den Anforderungen dieses Prozesses offensichtlich gewachsen sind, da an<br />
der eigentlichen Belastungsfläche weder Risse noch Delaminationen auftraten. Ebenfalls<br />
ist die Thermowechselbeständigkeit der beschichteten Werkzeugeinsätze hervorragend.<br />
Als weitere positive Effekte sind bei dem Versuch mit beschichteten Werkzeugeinsätzen<br />
festgestellt worden, dass zum einen die hergestellten Bauteile eine hohe<br />
Oberflächenqualität aufweisen und es keinerlei Probleme bei der Entformung der<br />
hergestellten Bauteile gab. Daher haben sich die beiden thermisch gespritzten Schichtsysteme<br />
in den ersten Realversuchen bewährt.
2.4 Zusammenfassung und offene Fragen<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
439<br />
In diesem Antragszeitraum wurden im Teilprojekt D1 neben weiterentwickelten PVD-<br />
Schichtsystemen auch Thermische Spritzschichten sowie keramische Panzerungen<br />
untersucht. Die entwickelten Werkstoffverbunde wurden dabei verschärften anwendungsnahen<br />
Tests unterzogen. Dabei wurde das Anforderungsprofil für Thixoformingwerkzeuge<br />
hinsichtlich der tribologischen, korrosiven und thermischen Belastungen simuliert. Die in<br />
diesem Antragszeitraum entwickelten Schichtsysteme sollen im folgenden<br />
Antragszeitraum auf Bauteile für eine Kleinserienfertigung übertragen werden. Dabei<br />
werden die Systeme dort eingesetzt, wo der Einsatz nach den in diesem Zeitraum<br />
durchgeführten Untersuchungen sinnvoll ist. Im Folgenden werden an den einzelnen<br />
Verfahrensvarianten die Arbeitsschwerpunkte für den beantragten Zeitraum erläutert.<br />
2.4.1.1.1 PVD<br />
Die PVD-Schichtsysteme Al2O3 und ZrO2 zeigten in den anwendungsnahen Untersuchungen<br />
bzgl. Reibwert, Korrosionsverhalten und Thermowechselbeständigkeit ihr<br />
Potential für den Einsatz in Thixoformingwerkzeugen. Weiterhin wurde durch die durchgeführten<br />
Stauchversuche deutlich, dass diese Dünnschichten die Anforderungen als<br />
Schutzschicht für Thixoformingwerkzeuge vollständig erfüllen. Im nächsten Antragszeitraum<br />
soll an diesen Schichtsystemen ein Upscaling auf eine industrielle Beschichtungsanlage<br />
durchgeführt werden. Damit wird es möglich, die Systeme auf komplexere<br />
Strukturen aufzubringen. Dabei muss der Kantenproblematik Beachtung gezollt werden.<br />
Weiterhin muss beim Übertrag auf komplexere Strukturen die Schichtdicken- und Schichtstrukturausbildung<br />
beachtet und untersucht werden. Die anhand dieser Kriterien<br />
übertragenen Schichten werden dann auf realere Bauteile aufgebracht und für die Kleinserienfertigung<br />
eingesetzt.<br />
2.4.1.1.2 Thermisches Spritzen<br />
Die thermischen Spritzschichten Mg2Zr5O12 und ZrSiO4 zeigten ebenfalls in den<br />
anwendungsnahen Untersuchungen ihr Potential für den Einsatz in Thixoformingwerkzeugen.<br />
Bei den Stauchversuchen wurde allerdings deutlich, dass diese teils porösen<br />
Schichten den hohen Presskräften nicht standhalten konnten. Daher werden diese Schichtsysteme<br />
in Bereichen eingesetzt werden, in denen geringere Kräfte auftreten. Im<br />
beantragten Arbeitszeitraum werden die thermischen Spritzschichten auf konvex gewölbte<br />
Oberflächen übertragen werden. Den sich dabei einstellenden Zugeigenspannungen der<br />
Schicht wird mit einer Erwärmung der Substrate entgegengewirkt. Beim Abkühlen des<br />
beschichteten Substrates werden sich dann in der Schicht Druckeigenspannungen
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
440<br />
einstellen. Die so eingestellten Schichten können dann ebenfalls auf Bauteile für die Kleinserienfertigung<br />
übertragen werden.<br />
2.4.1.1.3 Löttechnik<br />
Ausgehend von den Ergebnissen im Bereich der Herstellung von keramischen<br />
Panzerungen mittels Löttechnologie werden im nächsten Zeitraum die Bauteile mit Nickel<br />
metallisiert. Dadurch ist es möglich für die weiteren Untersuchungen Ni-Basislote zu<br />
verwenden.<br />
2.5 Schrifttum<br />
/Bach 02/ Bach F.W, Doege E., Kutlu I., Huskic<br />
Aktivlöten von keramischen Segmenten für den Einsatz in<br />
verschleißkritischen Bereichen von Schmiedegesenken<br />
Mat.-wiss. u. Werkstofftech., Vol. 33, (2002), 673-678<br />
/Bartzsch 00/ Bartzsch H., Frach P., Goedicke K.<br />
Anode effects on energetic particle bombardment of the substrate<br />
in pulsed magnetron sputtering;<br />
Surface and Coatings Technology 132 (2000) 244-250<br />
/Carton 95/ Carton J., Vannes A-B. and Vincent L.<br />
Basis of coating choice methodology in fretting<br />
Wear, Vol. 185, (1995), 47-57<br />
/Claussen 85/ Claussen N., Rühle M., Heuer A.H.<br />
Advances in Ceramics, Vol.12<br />
Science and Technology of Zirconia II<br />
1985, American Ceramic Society, Columbus OH<br />
/ElSawy 00/ ElSawy A.H., Fahmy M. F.<br />
/Giannis 97/ Giannis M.<br />
Brazing of Si3N4 ceramic to copper<br />
J. Am. Ceram. Soc., Vol. 83/3 (2000), 461-487<br />
Plasma sprayed zirconia based coatings for use as insulating layer<br />
in die casting<br />
1997, TMS Annual Meeting
Grain 67/ Grain C. F.<br />
Phaserelations in the ZrO2-MgO system<br />
J. Am. Ceram. Soc., Vol. 50/6 (1967), 288-290<br />
/Hannink 00/ Hannink R., Kelly P., Muddle A.H.<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
441<br />
Transformation Toughening in Zirconia-Containing Ceramics<br />
J. Materials Processing Technology, Vol. 77 (1998) 266-272<br />
/Khor 95/ Khor K., Murakoshi Y., Takohoshi M., Sano T.<br />
Plasma spraying of titanium aluminide coatings- process<br />
parameters and microstructure<br />
Mat. Process. Techno., Vol.48 (1995) 413-419<br />
/Kapranos 96/ Kapranos P., Kirkwood D.H., Sellars C.M.<br />
/Kyrylov 03/ Kyrylov, O.; et al.<br />
/Maier 99/ Maier, H.R.<br />
/Petzhold 92/ Petzhold, A.<br />
/Schiller 93/ Schiller, S.; et al.<br />
/Sellers 98/ Sellers, J.<br />
Thixoforming high melting point alloys into non-metallics dies<br />
Proceedings of the 4 th International Conference on Semi-Solid<br />
Processing of Alloys and Composites, Sheffield, June 1996<br />
Deposition of alumina hard coatings by bipolar pulsed PECVD<br />
Surface & Coating Technology (2003), S. 203-207<br />
Leitfaden Technische Keramik, Werkstoffkunde II, Keramik<br />
4. Auflage, Selbstverlag, Aachen 1999<br />
Aluminiumoxid<br />
Deutscherverlag für Grundstoffindustrie, Leipzig, 1992<br />
Pulsed magnetron sputter technology<br />
Surface & Coatings Technology (1993), S. 331-337<br />
Asymmetric bipolar pulsed DC: the enabling technology for<br />
reactive PVD<br />
Surface & Coating Technology (1998) , Volume 98, Seiten 1245-<br />
1250<br />
/Suzuki 01/ Suzuki M., Inoue T., Sodeoka S.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
442<br />
/Wong 96/ Wong M.S. et al.<br />
/Zum 92/ Zum Gahr, K. H.<br />
Study on zircon-based ceramic coating for high temperature<br />
oxidation resistant application<br />
Thermal Spray 2001, New surfaces for new millenium<br />
(Ed.) C. Berndt, K. Kohr und E. <strong>Lugscheider</strong><br />
Pub. by ASM Int., Materials Park, Ohio, USA (2001), 49-54<br />
High-rate reactive d.c. magnetron sputtering of ZrOx coatings<br />
Surface & Coatings Technology, Vol. 86-87 (1996), S. 381-387<br />
Reibung und Verschleiß: Ursachen-Arten-Mechanismen<br />
Reibung und Verschleiß, DGM-Tagung, Essen, 1992
2.6 Veröffentlichungen<br />
A Reviewed Paper (der letzten drei Jahre)<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
443<br />
<strong>Lugscheider</strong>, E.; Bobzin, K.; Hornig, T.; Maes, M.<br />
“Investigation of the residual stresses and mechanical properties of (Cr,Al)N arc<br />
PVD coatings used for semi-solid metal (SSM) forming dies”, Thin Solid Films,<br />
Volumes 420-421, 2 December 2002, Pages 318-323<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, N. Papenfuß-Janzen, M. Maes, R. Cremer, G. Erkens and S.<br />
Rambadt<br />
„Plasma Diagnostics of a (Cr,Al)N Magnetron Sputter Process on an Industrial<br />
Coating Unit Proceedings“, AEPSE 2003, JeJu Island, Korea, 2003 (wird reviewed)<br />
Kopp, R.; <strong>Lugscheider</strong>, E.; Hornig, Th.; Kallweit, J.; Seidl, I.; Maes, M.;<br />
„Forming Experiments and Die Development for Processing Steels in the Semi-<br />
Solid Range“ 5th ESAFORM, April 13-17, (2002), Krakow, Poland. International<br />
Journal of Forming Processes, vol. 7, N°1/2004<br />
J. -D. Kamminga, R. Hoy, G. C. A. M. Janssen, E. <strong>Lugscheider</strong> and M. Maes<br />
”First results on duplex coatings without intermediate mechanical treatment”,<br />
Surface and Coatings Technology, Volumes 174-175, September-October 2003,<br />
Pages 671-676<br />
<strong>Lugscheider</strong>, E.; Bobzin, K.; Hornig, T.; Maes, M.<br />
„Increasing the AlN amount in magnetron sputtered (Cr1-x,Alx)N PVD coatings for<br />
high temperature applications by means of pulsed power supplies“ ICMCTF’03,<br />
26.04.-02.05.(2003), San Diego, USA (wird reviewed)<br />
<strong>Lugscheider</strong>, E.; Bobzin, K.; Maes, M.; A. Abdel-Samad<br />
„PVD Oxide Coatings for the Use of Thixoforming of Steel”, Proceedings of the 8 th<br />
Semi Solid Processing of Alloys and Composites, Conference, Zypern, 2004<br />
R. Kopp, H. Shimahara, E. <strong>Lugscheider</strong>, K. Bobzin, M. Maes, A. Abdel-Samad, R.<br />
Telle, S. Münstermann, J. Schneider, D. Kurapov<br />
"Characterisation of Steel Thixoforming Tool Materials by High Temperature<br />
Compression Tests", Steel Research, 2004<br />
gemeinsame Veröffentlichung mit Teilprojekten E1, D2, D3<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, K. Bobzin, N. Papenfuß-Janzen, M. Maes, D. Parkot<br />
“Plasma Diagnostical Comparison of the MSIP Process of (Ti,Al)N with Pulsed and<br />
DC Power Supplies using Energy Resolved Mass Spectroscopy”, Proceedings<br />
ICMCTF, San Diego 2004
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
444<br />
B Patente<br />
C Dissertationen<br />
Hornig, T.<br />
„Entwicklung von Werkstoffverbunden für den Einsatz in Thixoformingwerkzeugen<br />
für die Aluminium- und Stahlverarbeitung“, Werkstoffwissenschaftliche<br />
Schriftreihe, Band 51, Hrsg.: Dr. techn. E. <strong>Lugscheider</strong><br />
Etzkorn, A.<br />
„EB-PVD-Wärmedämmschichten für effusionsgekühlte Gasturbinenkomponenten<br />
und deren Charakterisierung“, Werkstoffwissenschaftliche Schriftreihe, Band 50,<br />
Hrsg.: Dr. techn. E. <strong>Lugscheider</strong><br />
Papenfuß-Janzen, N.<br />
„Plasmadiagnostik des MSIP Prozesses mittels energiedispersiver<br />
Massenspektroskopie“, laufende Dissertation<br />
D Weitere Veröffentlichungen<br />
<strong>Lugscheider</strong>, E.; Bobzin, K.; Hornig, T.; Maes, M .<br />
„Increasing the lifetime of aluminium and magnesium pressure casting moulds by<br />
Arc Ion Plating PVD coatings” 6 th International Tooling Conference ITC Karlstad<br />
2002, Schweden, Proceedings Volume 2, ISBN 91-89422-82-1<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, K. Bobzin, T. Hornig, M. Maes, A. Abdel-Samad<br />
„Development, investigation and characterisation of new surface technologies for<br />
the use of semi solid metal forming of steel“ Proceedings of the 7 th S2P-Conference<br />
on Advanced Semi-Solid Processing of Alloys and Composites, Sept 25-27,<br />
Tsukuba, Japan, (2002), 385-390<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, K. Bobzin, M. Maes, A. Abdel-Samad<br />
„The Influence of Post Heat Treatment Processes on Thermal Fatigue resistance of<br />
Thermally Sprayed Coatings”, Proceedings, ITSC’2004, Japan 10-12 Mai<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, K. Bobzin, M. Maes, A. Abdel-Samad<br />
“Tribological Behaviour of Thermally Sprayed Ceramic Coatings in Contact with<br />
100Cr6 Steel at High Temperatures”, Proceedings, ITSC’2004, Japan 10-12 Mai<br />
<strong>Lugscheider</strong>, E.; Bobzin, K.; Maes, M.<br />
„Erosions- und brandrissminderende PVD-Hartstoffschichten für Al- und Mg-<br />
Druckgussformen“ Gießereiforschung 55, (2003), Nr.3, S. 93-97, ISSN 0046-5933,<br />
Gießerei-Verlag GmbH<br />
Kopp, R.; <strong>Lugscheider</strong>, E.; Hornig, Th.; Kallweit, J.; Seidl, I.; Maes, M.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
445<br />
„Thixoforming Process for Steel and Development of Metallic Dies“ Conference on<br />
Friction and Wear in Metal Forming , June 18-20, (2002), Valenciennes, France<br />
<strong>Lugscheider</strong>, E.; Bobzin, K.; Maes. M.<br />
„Erosions- und brandrissmindernde PVD-Verschleißschutzschichten für den Al- und<br />
Mg-Druckguss“, AiF Abschlussbericht 12686N<br />
E Vorträge/ Keynote Lectures*<br />
<strong>Lugscheider</strong>, E.; Bobzin, K.; Maes. M.<br />
„Pulsed Magnetron Sputter Deposition of High Performance Oxidic Coatings for<br />
Thixoforming”, “ ICMCTF’04, 19.04.-23.04.(2004), San Diego, USA<br />
F Seminare/ Weiterbildung<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, K. Bobzin, M. Maes, R. Telle, S. Münstermann,<br />
J. Schneider, D. Kurapov<br />
„Werkzeuge“, Semi Solid Technology Seminar 18. Februar 2004<br />
G Eigene ergänzende Literatur (> 3 Jahre)<br />
A. Abdel-Samad, A.M. El-Bahloul, E. <strong>Lugscheider</strong>, S.A. Rassoul<br />
”A comparative study on thermally sprayed alumina based ceramic coatings”,<br />
Journal of Materials Science, Band 35 (2000) Heft 12, Seite 3127-3130<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, F. Löffler, C. Barimani, S. Guerreiro<br />
„Potential of PVD-thin films to reduce wear on aluminium diecasting dies“,<br />
Konferenz Einzelbericht: Internationale Druckgusskonferenz, 20.-24.5.96,<br />
Montreaux, Schweiz, Seite 15/1-15/12<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, C. Barimani, S. Guerreiro<br />
„Entwicklung und Anwendung von PVD-Schichten zur Verschleissverringerung<br />
von Druckgussformen“ Giesserei Band 82 (1997), Heft 23, S. 17-23<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, C. Barimani, S. Guerreiro<br />
„Corrosions tests of PVD coatings with die dressing used for Al high pressure die<br />
casting dies“, Surface and CoatingsTechnology Band 108-109 (1998) Heft 1-3, Seite<br />
408-412<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, P. Remer, H. Reymann, S. Kyeck, R. Sicking<br />
”High Kinetic Energy in Thermal Spraying”, Processing and Fabrication of<br />
Advanced Materials VI (PFAM 6). Volume 2, Hrsg.: Khor, K.A.; Srivatsan, T.S.;<br />
Moore, J.J., The Institute of Materials, London , U.K. 1998, ISBN 1-86125-039-8,<br />
S. 1149-1160<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, K. Bobzin, C. Barimani, S. Bärwulf, T. Hornig<br />
”The Potential of Ceramic PVD-Coatings for Thixoforming of Steel”, Konferenz-<br />
Einzelbericht: EUROMAT 99, Surface Engineering, Vol. 11, München, 27.-30.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
446<br />
Sept.1999, Band 11 (2000) Seite 197-201<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, T. Hornig<br />
“Verschleiß- und Verschleißreduzierung an Werkzeugen für das Thixoforming<br />
Konferenzbericht Innenhochdruck- und Thixoformen von Stahl, Aluminium und<br />
Magnesium“, Praxis- Forum Tagung, Automobil Arbeitskreis Umformen, Band 18<br />
(1999), Seite 51,53-65<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, K. Bobzin, C. Barimani, S. Bärwulf, T. Hornig<br />
”PVD hardcoatings protecting the Surface of Thixoforming Tools”, Advanced<br />
Engineering Materials, Band 2 (2000) Heft 1,2; S. 33-37<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, K. Bobzin, S. Bärwulf, T. Hornig<br />
”Oxidation Characteristics and surface energy of Chromium based hardcoatings for<br />
use in semisolid forming tools”, Surface and Coatings Technology, Band 133-134,<br />
November, 2000, S. 540-547<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, K. Bobzin, S. Bärwulf, T. Hornig<br />
”Recent studies on refractory oxidic PVD-coatings for use on dies for semi solid<br />
metal forming tools”, Konferenz-Einzelbericht: Werkstoffwoche München 2000,<br />
Proceedings veröffentlicht in elektronischer Form<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, K. Bobzin, S. Bärwulf, T. Hornig<br />
“Improving the wear behaviour of tools for SSM-forming by use of PVDhardcoatings”,<br />
Konferenz-Einzelbericht, Proc. of the 6th Int. Conf. on Semi-Solid<br />
Processing of Alloys and Composites, Turin, Italy, 2000, ISBN 88-86259-18-2, S.<br />
675-680<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, T. Hornig, D. Neuschütz, R. Prange, A. Kyrylov, R. Telle, R.<br />
Schmidt<br />
”Material concepts for dies for SSM-forming of steel”, Konferenz-Einzelbericht:<br />
Proc. of the 6th Int. Conf. on Semi-Solid Processing of Alloys and Composites,<br />
Turin, Italy, 2000, ISBN 88-86259-18-2, S. 587-592<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, T. Hornig<br />
“Multifunktionale Schichten zum Thixoforming von Stahl – Eine Herausforderung<br />
für neue Werkstoffkonzepte“, Konferenz-Einzelbericht: Schutzschichten für<br />
Hochtemperatur-Anwendungen, Workshop, Frankfurt a.M, 26. Okt 2000, Seite<br />
12.1-12.10<br />
W. Tillmann, E. <strong>Lugscheider</strong>, R. Xu, J.E. Indacochea<br />
“Kinetic and microstructural aspects of the reaction layer at ceramic/metal braze<br />
joints”, Journal of Materials Science, Band 31 (1996) Heft 2, Seite 445-452
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
447<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, T. Hornig, R. Kopp, J. Kallweit, T. Moeller<br />
“Refractory oxidic PVD-coatings for use on dies for semi solid metal forming<br />
tools”; Advanced Engineering Materials 2001, Nr. 12 C173 Weinheim
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
448
3 Teilprojekt D2 – Keramische Funktionselemente<br />
3.1 Einführung in die Problemstellung<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
449<br />
Ziel der Arbeiten am Institut für Gesteinshüttenkunde (GHI) ist die Entwicklung<br />
keramischer Werkzeuge für das Thixoschmieden, Thixostrangpressen und Thixogießen<br />
von Metallen sowie von keramischen Panzerungen, Isolations- und Verschleißschutzbauteilen<br />
für die jeweiligen Formgebungsanlagen.<br />
Die Werkzeuge zur Formgebung von Metallen in teilerstarrtem Zustand sind hohen<br />
Belastungen ausgesetzt - insbesondere bei der Formgebung von hochschmelzenden<br />
Legierungen wie z.B. Stählen. Neben den zur Nachverdichtung der Bauteile erforderlichen<br />
hohen Presskräften und den tribologischen Beanspruchungen durch die feste Legierung<br />
stellen die thermischen Wechselbelastungen und der korrosive Angriff der<br />
Schmelzenanteile hohe Anforderungen an die Werkzeugwerkstoffe.<br />
Nachdem die Eignung von Keramiken als Werkzeugwerkstoffe für die<br />
Aluminiumformgebung im zweiten Bewilligungszeitraum nachgewiesen werden konnte,<br />
wurde der Schwerpunkt der Arbeiten zu Beginn des dritten Bewilligungszeitraum auf die<br />
Stahlformgebung im teilerstarrten Zustand gelegt. In ersten Fomgebungsversuchen mit<br />
Stählen wurde der Thermoschock neben dem Korrosionsangriff als Hauptversagenskriterium<br />
keramischer Werkzeuge identifiziert. Die Entwicklung von keramischen<br />
Werkzeugkonzepten mit ausreichendem Widerstand gegenüber diesen Hauptanforderungen<br />
des Stahl-Thixoformings ist die zentrale Problemstellung des<br />
Teilprojekts D2 "Keramische Funktionselemente" im dritten Bewilligungszeitraum des<br />
<strong>SFB</strong>.<br />
Basierend auf Untersuchungen zur Korrosions- und Temperaturwechselbeständigkeit<br />
verschiedener Keramiken wurde zu Beginn des dritten Bewilligungszeitraums die<br />
Werkstoffauswahl für die Stahlformgebung auf korrosionsbeständige Aluminiumoxid-<br />
Keramiken und Siliziumnitrid-Basiswerkstoffe mit hoher Temperaturwechselbeständigkeit<br />
eingeschränkt. Lösungsmöglichkeiten zur versagensfreien Ableitung der auftretenden<br />
mechanischen und thermomechanischen Kräfte bestehen in einer keramikgerechten<br />
Auslegung der Werkzeuggeometrie und geeigneten Einbettung der Werkzeuge und -<br />
komponenten in den Werkzeugrahmen der Formgebungsanlagen.<br />
Die tribologischen Belastungen erwiesen sich in den durchgeführten Einzel- und<br />
Prinzipversuchen als unkritisch, müssen aber in Dauerversuchen im Kleinserienmaßstab<br />
noch eingehend untersucht werden.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
450<br />
3.2 Angewandte Methoden<br />
Alle eingesetzten Werkstoffe und Beschichtungen wurden innerhalb des <strong>Projektbereich</strong>s D<br />
getrennt nach Lastfällen untersucht: Die tribologischen Eigenschaften wurden im<br />
Teilprojekt D1 (WW) bestimmt, im Teilprojekt D2 (GHI) wurden Korrosionsuntersuchungen<br />
mit festen und flüssigen Metallen durchgeführt, das Teilprojekt D3 (MCh)<br />
testet die Temperaturwechselbeständigkeit der Beschichtungen und Keramiken an einem<br />
an die Bedingungen des Thixoformings angepassten Thermoschock-Prüfstand. In<br />
Zusammenarbeit mit dem Teilprojekt E1 wurden Stauchversuche sowohl mit<br />
vollkeramischen als auch mit beschichteten Stahl- und TZM-Stauchplatten durchgeführt,<br />
um in anwendungsnahen Tests die kritischen Belastungen für die einzelnen<br />
Werkzeugkonzepte zu ermitteln. Die Testresultate sind im Ergebniskatalog aufgeführt und<br />
fließen in den Anforderungskatalog der Werkzeuge ein.<br />
Innerhalb der AG Aluminium-Lithium wurden die im Teilprojekt A1 hergestellten Al-Li-<br />
Legierungen in Schmelzkorrosionsversuchen im Kontakt mit keramischen Werkstoffen<br />
getestet, um den Einfluss des Lithiums auf den Korrosionswiderstand zu erfassen.<br />
Zur Entwicklung keramischer Werkzeuge für das Thixoforming von Stählen wurden zwei<br />
parallele Routen verfolgt, um den spezifischen Anforderungen der jeweiligen<br />
Werkstoffgruppe gerecht zu werden. Zum einen stehen Al2O3-Keramiken bei<br />
verhältnismäßig geringer Temperaturwechselbeständigkeit und hervorragender<br />
Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit und zum anderen die Si3N4-Keramiken mit<br />
hervorragender Temperaturwechselbeständigkeit und guter Hochtemperaturkorrosionsbeständigkeit<br />
im Mittelpunkt der Untersuchungen.<br />
3.2.1 Aluminiumoxid-Werkstoffe<br />
Werkstoffentwicklung<br />
Diese Werkstoffgruppe zeichnet sich durch hohe Korrosionsbeständigkeit gegenüber<br />
metallischen Schmelzen aus und qualifiziert sich damit für Hochtemperaturanwendungen,<br />
z.B. als feuerfeste Werkstoffe für die Stahlherstellung. Im Hinblick auf den Einsatz als<br />
Werkzeugwerkstoff im Stahl-Thixoforming schränkt die niedrige Temperaturwechselbeständigkeit<br />
(TWB) die Anwendungsmöglichkeiten stark ein.<br />
Es ist bekannt, dass eine Steigerung der Bruchzähigkeit und damit auch der<br />
Thermoschockbeständigkeit erreicht werden kann, indem die Al2O3-Gefüge durch lange,<br />
plattige Körner mit hohem Seitenverhältnis eingebettet in eine Matrix aus kleineren<br />
gleichmäßigen Körnern verstärkt werden /Dorey 02, Smith 76, Wang 98, Wu 01,<br />
Ziegler 85a, Ziegler 85b, Ziegler 85c/. Ziel der Arbeiten in diesem Bereich war deshalb die<br />
Entwicklung von Al2O3-Keramiken mit verbesserter Thermoschockbeständigkeit durch<br />
Variation von Gefügeparametern.
Thermoschockversuche<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
451<br />
Im Hinblick auf die Prozessbedingungen beim Thixoforming von Stählen wurde die<br />
Bestimmung der Temperaturwechselbeständigkeit nach DIN EN-933-11 zugunsten der<br />
Abschreckung in Wasser verworfen, da der schlechte Wärmeübergang während des<br />
Anblasens mit Pressluft den realen Bedingungen nicht gerecht wird. Ein weiterer Vorteil<br />
dieser Methode ist die einfache Durchführung, die eine schnelle Überprüfung des<br />
Thermoschockverhaltens der Keramiken erlaubt.<br />
Die Keramikproben werden dabei in einem Ofen homogen aufgeheizt und nach einer<br />
Haltezeit von 30 Minuten bei definierter Temperatur in ein Wasserbad mit einer<br />
Temperatur von 20±1°C eingetaucht. Anschließend wird das Rissbild durch Imprägnieren<br />
mit einem Farbmittel sichtbar gemacht und fotografiert. Anhand der Fotos kann sowohl die<br />
Rissentstehung als auch die Rissausbreitung verfolgt werden. Nach jedem Versuch wird<br />
die Ofentemperatur um 10 K gesteigert und der Testzyklus erneut gestartet. Es werden je<br />
drei Versuchsreihen pro Werkstoff durchgeführt.<br />
Formgebungsversuche<br />
Es wurden Stahl-Formgebungsversuche mit Al2O3-Panzerungen in der Thixogießanlage<br />
des Teilprojekts E2 durchgeführt. Dazu wurde, aufbauend auf der Stufengeometrie des<br />
zweiten Bewilligungszeitraums, eine Klemmung zur Befestigung von keramischen Platten<br />
eingesetzt.<br />
Formgebungsversuche mit vollkeramischen Al2O3-Werkzeugen im Thixoschmieden von<br />
Stahl werden am Ende des dritten Bewilligungszeitraums durchgeführt. Es wird dabei ein<br />
rotationssymmetrisches Prinzipwerkzeug verwendet, mit dem ein Kupplungsbauteil<br />
geformt werden kann.<br />
3.2.2 Siliziumnitrid-Werkstoffe<br />
Die Werkstoffgruppe der Siliziumnitride umfasst sowohl Si3N4 als auch Sialone. Die in<br />
beiden Fällen zur Verdichtung erforderlichen Flüssigphasenbildner werden als<br />
Sinteradditive zudotiert und verbleiben nach dem Sintern als amorphe Korngrenzenphase.<br />
Da an der RWTH Aachen keine Möglichkeit zum Gasdrucksintern von Nitrid-Keramiken<br />
besteht und die Prozessbedingungen einen dichten Werkzeugwerkstoff mit möglichst<br />
geringem Glasphasenanteil erfordern, wurden die Si3N4-Werkzeuge nach Angabe des GHI<br />
durch das Fraunhofer-IKTS, Dresden, gefertigt, wo umfangreiche Erfahrungen in der<br />
Herstellung glasphasenarmer, hochfester Siliziumnitride bestehen.<br />
Temperaturwechselbeständigkeit<br />
Die herausragende Temperaturwechselbeständigkeit des Si3N4 von bis zu 700 K im<br />
Abschrecktest in Wasser qualifiziert diesen Werkstoff als Werkzeugwerkstoff für das<br />
Thixoforming hochschmelzender Legierungen. Weitere Vorteile liegen in der exzellenten<br />
Wärmeleitfähigkeit dieses Materials, die zu einer schnellen Wärmeabfuhr aus dem zu
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
452<br />
formenden Metall führt und so die Gefügeentwicklung im Bauteil stabilisiert. Zur<br />
genaueren Bestimmung des Thermoschockverhaltens wurden Versuche mit dem<br />
angepassten Thermoschocktest am MCh durchgeführt.<br />
Korrosionsbeständigkeit<br />
Eine mögliche Einschränkung des Einsatzes im Thixoforming kann aus der im Vergleich<br />
zu Al2O3 geringen Korrosionsbeständigkeit des Si3N4 resultieren. Deshalb wurde,<br />
aufbauend auf den Grundcharakterisierungen der vergangenen Bewilligungszeiträume, das<br />
Verhalten des eingesetzten Si3N4-Materials im Kontakt mit den verwendeten Legierungen<br />
eingehend untersucht, um Aufschluss über mögliche Degradations- und<br />
Versagensmechanismen im späteren Betrieb zu erhalten.<br />
Die dazu eingesetzten Testmethoden des Kontaktkorrosionsversuchs, der im Rahmen des<br />
<strong>SFB</strong> Thixoforming entwickelt wurde, und des Schmelzkorrosionsversuchs sind in den<br />
Arbeits- und Ergebnisberichten des ersten und zweiten Bewilligungszeitraums ausführlich<br />
beschrieben. Bei den im dritten Bewilligungszeitraum durchgeführten Korrosionsuntersuchungen<br />
wurde besonderer Wert auf eine realitätsnahe Abbildung der<br />
Versuchsbedingungen gelegt, insbesondere hinsichtlich des Einflusses des Sauerstoffs<br />
während der Formgebung. Die bisher erfolgten Formgebungsversuche unter Schutzgas und<br />
unter Sauerstoff haben gezeigt, dass bei Erwärmung und Transport der Thixostähle in<br />
Schutzgasatmosphäre und anschließender rascher Formgebung die Oxidation der<br />
Legierungen ausreichend langsam fortschreitet und der Prozess somit ohne Schutzgasatmosphäre<br />
durchgeführt werden kann. Dies ist ein wichtiger Aspekt im Hinblick auf die<br />
industrielle Umsetzung des Thixoformings, die durch die hohen Investitionskosten und die<br />
schwierige Handhabung von Produktionsprozessen unter Schutzgas erschwert würde.<br />
Formgebungsversuche<br />
Für Schmiedeversuche mit vollkeramischen Werkzeugen wurde die Werkzeuggeometrie<br />
des vergangenen Bewilligungszeitraums modifiziert. Die Versuche erfolgten durch<br />
Einsetzen von fünf Werkzeugsegmenten in einen Formrahmen aus Warmarbeitsstahl und<br />
anschließendes Schmieden mit einem planaren Oberstempel. Um die verschiedenen<br />
Belastungsarten und ihren Einfluss auf das Werkzeug zu trennen, wurden zunächst<br />
Formfüllversuche mit sehr geringen Schmiedekräften durchgeführt. In einer zweiten<br />
Versuchsreihe wurden zusätzliche Presskräfte zur Nachverdichtung des Bauteils<br />
aufgebracht. Dieses Versuchsprogramm ermöglicht die Trennung der chemischen und<br />
thermischen Belastungen von den mechanischen und tribologischen Belastungen.<br />
Weitere Formgebungsversuche mit vollkeramischen Bauteilen werden mit dem gemeinsam<br />
mit den Teilprojekten D1 und D3 entwickelten Verbundwerkzeug-Konzept durchgeführt.<br />
Dabei kommen neben beschichteten Ober- und Untergesenken vollkeramische Si3N4-<br />
Stempelspitzen zum Einsatz, die im Teilprojekt D1 auf Warmarbeitsstahl-Stempel<br />
aufgelötet werden. Wegen des langen Kontakts mit dem teilflüssigen Stahl und der
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
453<br />
resultierenden hohen thermischen Belastung sind keramische Werkstoffe prädestiniert für<br />
diese Anwendung. Das Verbundwerkzeugkonzept ist im Teilprojekt D1 ausführlich<br />
beschrieben.<br />
3.3 Durchführung und Ergebnisse<br />
3.3.1 Aluminiumoxid-Werkstoffe<br />
Werkstoffentwicklung<br />
Zur Beeinflussung des Kornwachstums wurden Al2O3-Pulver mit verschiedenen Anteilen<br />
Siliziumoxid (SiO2) als Glasphasenbildner dotiert, um damit anisotropes und<br />
diskontinuierliches Kornwachstum während des Sinterprozesses zu fördern und somit eine<br />
In-situ-Gefügeverstärkung der Keramiken zu erreichen. Als Keimlinge für anisotropes<br />
Kornwachstum wurden in weiteren Versuchen hexagonale, plättchenförmige Al2O3-<br />
Einkristalle (Platelets) zugegeben. Die Pulverversätze wurden in deionisiertem Wasser<br />
homogenisiert und gemahlen, anschließend wurden die Schlicker in Rotationsverdampfern<br />
getrocknet. Die so gewonnenen Pulver wurden durch Sieben mit verschiedenen<br />
Maschenweiten granuliert und zur Verbesserung der Fließfähigkeit ca. 30 Minuten im<br />
Taumelmischer abgerundet. Die Formgebung erfolgte durch uniaxiales Vorpressen zu<br />
Zylindern mit einem Durchmesser von 25 mm und einer Höhe von ca. 60 mm und<br />
anschließendes kaltisostatisches Nachverdichten bei Drücken von 100 MPa. Die Proben<br />
wurden unter Sauerstoff dicht gesintert. Aus den Zylindern wurden Scheiben von 5 mm<br />
Höhe herauspräpariert, geschliffen und poliert. Querschnitte der Keramiken wurden für<br />
rasterelektronenmikroskopische Untersuchungen der Gefüge präpariert. Die REM-<br />
Aufnahmen in Bild D-44 zeigen, dass eine Beeinflussung der Gefüge durch Variation der<br />
Glasphasenanteile möglich ist. Die zusätzliche Dotierung mit Platelets als Keimlinge für<br />
das anisotrope Kornwachstum verstärkt die Gefügeanisotropie. Zur Korrelation der Gefüge<br />
mit der Thermoschockbeständigkeit wurden Abschreckversuche in Wasser durchgeführt,<br />
deren Ergebnisse in Bild D-45 dargestellt sind. Die Rissentstehung sowie die<br />
Rissausbreitung nach weiteren Versuchen sind deutlich zu erkennen.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
454<br />
Bild D-44: REM-Aufnahmen einer undotierten Al2O3-Keramik (links) mit einem Gefüge<br />
aus gleichmäßig geformten, kleinen Körnern und einer SiO2- und Plateletdotierten<br />
Al2O3-Keramik mit einem Gefüge bestehend aus großen, langen<br />
Körnern in einer Matrix aus sehr kleinen, gleichmäßigen Körnern.<br />
Bild D-45: Erstrissbildung und Rissausbreitung der in Wasser abgeschreckten Al2O3-<br />
Proben.<br />
Bild D-46 zeigt die Versuchsergebnisse. Aufgetragen sind die Temperaturdifferenzen bis<br />
zur Erstrissbildung, gemittelt über die jeweilige Probenzahl. Die Ergebnisse belegen, dass<br />
eine Verbesserung der Temperaturwechselbeständigkeit durch die zugegeben Additive<br />
erreicht werden kann.
Temperaturdifferenz [K]<br />
180<br />
170<br />
160<br />
150<br />
140<br />
130<br />
Temperaturwechselbeständigkeit (Erstrissbildung)<br />
A0 L1 L2 L3 T1 T2 T3 T4<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
455<br />
Bild D-46: Ergebnisse der Thermoschockversuche (Erstrissbildung) mit undotierten<br />
Al2O3-Keramiken (A0), SiO2-dotiertem Al2O3 (L1-L3) und Platelet- und<br />
SiO2-dotiertem Al2O3 (T1-T4).<br />
Rasterelektronenmikroskopische Untersuchungen zeigen, dass neben gefügeverstärkenden<br />
langen Körnern der Einfluss der Matrixkörner auf die Temperaturwechselbeständigkeit<br />
nicht vernachlässigbar ist: Gefüge mit langen, plattigen Körnern in einer Matrix aus relativ<br />
wenigen kleinen, gleichmäßigen Körnern sind thermoschockbeständiger als solche mit<br />
langen Körnern in einer Matrix aus vielen sehr kleinen, gleichmäßigen Körnern. Die<br />
Ergebnisse aus den REM-Untersuchungen wurden mit Korngrößenanalysen mittels<br />
digitaler Bildanalyse an Probekörpern (Bild D-47) korreliert, um den Einfluss der<br />
Korngrößenverteilung neben der Plättchenverstärkung zu untersuchen.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
456<br />
Häufigkeit [%]<br />
40<br />
35<br />
30<br />
25<br />
20<br />
15<br />
10<br />
5<br />
Korngrößenverteilung<br />
0<br />
0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20<br />
-5<br />
Korngröße [µm]<br />
Bild D-47: Korngrößenanalyse der SiO2-dotierten Al2O3-Keramiken.<br />
Eine kritische Auswertung der Ergebnisse führte trotz der erreichten Verbesserung der<br />
Temperaturwechselbeständigkeit der Al2O3- Keramiken zu dem Schluss, dass durch<br />
Gefügedesign die geforderte deutliche Steigerung der Thermoschockbeständigkeit nicht<br />
erreicht werden kann.<br />
Formgebungsversuche<br />
Probe L1<br />
Probe 2<br />
Probe L3<br />
Für die Thixogießanlage des Teilprojekts E2 wurden keramische Panzerungen aus Al2O3<br />
für Gießformen hergestellt, die auf der Stufengeometrie des vergangenen<br />
Bewilligungszeitraums basieren. Es wurden Thixo-Druckgießversuche mit der Legierung<br />
X210CrW12 durchgeführt. Die keramischen Panzerungen versagten nach wenigen Zyklen<br />
durch Rissbildung aufgrund thermischen Schocks (Bild D-48).<br />
Bild D-48: Al2O3-Panzerungen vor und nach Druckgießversuchen im Teilprojekt E2.
Prozessanalyse & vollkeramisches Werkzeugkonzept<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
457<br />
Aufgrund der Ergebnisse der ersten Stahl-Formgebungsversuche mit vollkeramischen<br />
Werkzeugen wurde anhand einer umfassenden Analyse des Gesamtprozesses nach Wegen<br />
gesucht, die dennoch eine Nutzung der hervorragenden Korrosionsbeständigkeit des Al2O3<br />
für den Thixoforming-Prozess gestatten. Das Ergebnis der Überlegungen war die<br />
Erkenntnis, dass eine Reduzierung der thermischen Belastung des Werkzeugs zwingend<br />
erforderlich ist, um den Einsatz temperaturwechselempfindlicher Keramiken zu<br />
ermöglichen. Da die obere thermische Grenze mit der Temperatur des teilerstarrten Stahls<br />
auf ca. 1400°C unabänderlich festgelegt ist, kann die Temperaturdifferenz nur über eine<br />
Änderung der unteren thermischen Grenze von bisher 400°C gesenkt werden. Diese<br />
Temperaturvorgabe ergibt sich nicht direkt aus den Prozessanforderungen, sondern ist eine<br />
maschinentechnische Randbedingung der konventionell aus Metall hergestellten<br />
Werkzeugrahmen der Formgebungsanlagen, deren Arbeitstemperatur über ölbetriebene<br />
Heizkühlgeräte geregelt wird. Einer erhöhten Werkzeugtemperatur stehen zwei Argumente<br />
entgegen: Mit Öl betriebene Heizkühlgeräte versagen bei Betriebstemperaturen von<br />
deutlich mehr als 400°C, bei über 600°C erweichen die Stahlbauteile der Anlagen und<br />
verlieren rapide an Festigkeit.<br />
Aus diesen Randbedingungen ergeben sich die Anforderungen an ein neues, höher<br />
beheiztes Werkzeug:<br />
Die Temperatur der formgebenden Kavität soll möglichst hoch sein, um die<br />
Temperaturdifferenz gegenüber dem teilerstarrten Material so gering wie möglich zu<br />
halten.<br />
Die Außentemperatur des keramischen Werkzeugs darf nicht über 400°C steigen, da sonst<br />
die zulässige Betriebstemperatur des Werkzeugrahmens überschritten wird.<br />
Ausgehend von diesen neuen Randbedingungen wurde am Institut für Gesteinshüttenkunde<br />
das ThermoCore-Konzept entwickelt, das zum Patent angemeldet wurde. Das diesem<br />
Patent zugrunde liegende Prinzip besteht aus einem auf ca. 1000°C aktiv beheizten,<br />
inneren Formgebungswerkzeug aus Al2O3 und einer äußeren, wärmeisolierenden<br />
keramischen Gießmasse, die das Werkzeug gegenüber dem Werkzeugrahmen thermisch<br />
trennt.<br />
Die durch das ThermoCore-Konzept erzielbaren prozesstechnischen Vorteile im Hinblick<br />
auf Thixo-Formgebungsprozesse sind:
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
458<br />
Thixoschmieden:<br />
Formgebung feingliedriger, geometrisch komplexer Bauteile mit langen Fließwegen durch<br />
deutlich niedrigere Viskosität der teilerstarrten Stahlschmelze gegenüber konventionell<br />
beheizten Werkzeugen,<br />
Entformung des Bauteils in rot glühendem Zustand, die eine sofortige technische<br />
Wärmebehandlung ohne den Prozessschritt eines erneuten Aufheizens auf<br />
Austenitisierungstemperatur ermöglicht und somit einen Wiedererwärmungsschritt<br />
gegenüber dem Standard-Thixoforming einspart.<br />
Thixostrangpressen:<br />
Realisierung ausreichend langer Extrusionsstränge durch konstante Beheizung des<br />
Rezipienten,<br />
Einstellung definierter Temperaturprofile im Übergang Rezipient/Matrize zur<br />
geometrischen Stabilisierung des Extrusionsstrangs beim Verlassen der Matrize.<br />
Formgebungsversuche<br />
Zur Umsetzung dieses Konzepts wurden verschiedene Prototypen hergestellt, an denen<br />
zunächst die Realisierbarkeit des steilen Temperaturgradienten im Werkzeugeinsatz<br />
bewiesen werden konnte. Hoher Entwicklungsaufwand war zur Auslegung der<br />
Aktivheizung erforderlich, die an die jeweilige Werkzeuggeometrie angepasst werden<br />
muss. Ein weiterer kritischer Punkt war die Herstellung einer formschlüssigen,<br />
temperaturbeständigen Verbindung zwischen Werkzeug, Heizung und Isolationsschicht,<br />
die im Betrieb zur Ableitung von Druckspannungen unerlässlich ist.<br />
Zur Prüfung des Konzepts wurden zunächst Aufheiz-Thermoschockversuche von 1000 auf<br />
1400°C durchgeführt, um die Thermoschockbelastbarkeit des Werkzeugeinsatzes für die<br />
geplante Anwendung sicher zu stellen. An den belasteten Bauteilen konnten keine<br />
Schädigungen festgestellt werden.<br />
Anschließend wurde ein weiterer Prototyp zur Simulation der Bedingungen beim<br />
Thixoschmieden hergestellt (Bild D-49). Es konnte ein Temperaturprofil von 1000°C<br />
(innen) und 300°C (außen) realisiert werden, das über mehrere Stunden konstant gehalten<br />
wurde. Das so beheizte Werkzeug wurde mit teilflüssigen Stahlbolzen beladen, in die eine<br />
Edelstahl-Schraube manuell eingebracht wurde. Anschließend wurde das rot glühende<br />
Verbundbauteil durch Angriff an der Schraube entformt. Der Werkzeugeinsatz zeigte auch<br />
nach mehrmaliger Wiederholung keine Schädigungen.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
459<br />
Bild D-49: ThermoCore-Prinzip (links), von innen nach außen: formgebende Kavität mit<br />
Thixobolzen, Heizwicklungen, Isoliermasse, metallischer Formrahmen;<br />
Heizversuch (rechts).<br />
Auf die Stauchversuche als anwendungsnahe Tests wurde wegen des zum jetzigen<br />
Entwicklungsstand hohen Aufwands zur Herstellung aktiv beheizter Gesenke zugunsten<br />
von Schmiedeversuchen im Teilprojekt E1 verzichtet. Dazu wurde je ein aktiv beheiztes<br />
Ober- und Untergesenk für die servohydraulische Schmiedepresse am IBF hergestellt<br />
(Bild D-50), das zum Ende des dritten Bewilligungszeitraums getestet werden soll.<br />
Bild D-50: ThermoCore-Schmiedegesenke (links) zur Herstellung eines<br />
Kupplungsbauteils (rechts).<br />
Das ThermoCore-Konzept des beheizten Werkzeugs hat im vergangenen<br />
Bewilligungszeitraum neue Impulse für die Realisierung des Thixostrangpressens gegeben.<br />
Bei vorangegangenen Versuchen zum Strangpressen thixotroper Stähle konnten nur<br />
vergleichbar geringe Extrusionslängen erzielt werden; die Realisierung konstanter<br />
Strangquerschnitte über die Stranglänge wurde ebenfalls nur bedingt erreicht. Beide<br />
Effekte werden zu hoher Viskosität des teilflüssigen Stahls bzw. zu hohen Wärmeverlusten<br />
während der Formgebung zugeschrieben. Das Konzept des aktiv beheizten Werkzeugs
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
460<br />
bietet die Möglichkeit, die bei den bisherigen Versuchen aufgetretenen kritischen Effekte<br />
zu umgehen und lässt somit eine Umsetzung dieses bedeutenden Formgebungsverfahrens<br />
für thixotrope Stähle möglich erscheinen.<br />
Am GHI wurde der Temperaturhaushalt in einem Prototypenstrangpresswerkzeug ohne<br />
mechanisch stabile Feuerfestummantelung, Werkzeugrahmen und Düse gemessen. Es<br />
konnten in dem gesamten Werkzeug bei einer Isolierung mit Fasermatten Temperaturen<br />
von >1290°C erreicht werden. In einem Versuchsaufbau am IBF wurde ein kompletter<br />
Prototyp samt Werkzeugrahmen und Strangpressdüse auf Betriebstemperatur aufgeheizt<br />
(Bild D-51, rechts). In diesen Aufbau wurde ein Stahlbolzen mit Temperierung auf<br />
Thixotemperatur eingeführt und an drei Messpunkten die Temperaturen gemessen<br />
(Bild D-51, links). Im Kontaktbereich zur Düse (Punkt 3) stellte sich nach kurzer Zeit eine<br />
konstante Temperatur von 1190°C ein. An zwei Messungen im mittleren Bereich des<br />
Thixobolzens konnte nach dem Einführen des Bolzens Temperaturen von >1230°C<br />
gemessen werden (Punkte 1, 2). Diese Temperatur liegt im unteren Bereich des<br />
Thixofensters des verwendeten Stahls X210CrW12.<br />
1 2<br />
3<br />
Bild D-51: Thixobolzen mit Thermoelementen (links), Versuchsaufbau einer<br />
Strangpressanlage mit ThermoCore Konzept (rechts).<br />
Da die Temperatur im Kontaktbereich zur Düse rasch unter Thixotemperatur fällt, muss<br />
zur sicheren Prozessführung, insbesondere zu Beginn des Strangpressvorgangs, entweder<br />
eine separat beheizbare Düse eingesetzt werden oder der Bolzen im beheizten Bereich des<br />
ThermoCore-Werkzeugs gehalten werden, bis der Strangpressvorgang beginnen kann. Ein<br />
modifiziertes Werkzeug wird zum Ende des dritten Bewilligungszeitraums getestet.
3.3.2 Siliziumnitrid<br />
Thermoschockbeständigkeit<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
461<br />
Die im Teilprojekt D3 im angepassten Thermoschockversuch im Teilprojekt D3<br />
"Entwicklung und Verhalten von CVD-Schichtverbunden" getesteten Si3N4-Keramiken<br />
zeigten eine hervorragende Temperaturwechselbeständigkeit. In den ersten beiden<br />
Versuchsreihen wurden 200 Zyklen mit raschen Temperaturwechseln von 400°C auf<br />
1100°C bzw. 600 Zyklen von 400°C auf 1180°C durchgeführt. Es konnte weder Versagen<br />
noch Rissbildung der Keramiken festgestellt werden. Nachfolgende<br />
rasterelektronenmikroskopische Untersuchungen an keramographisch präparierten<br />
Querschnitten zeigen keine Reaktionsschichtbildung an der Kontaktfläche.<br />
Korrosionsuntersuchungen<br />
Zur Sicherstellung der chemischen Beständigkeit der Si3N4-Keramiken wurden<br />
Kontaktkorrosionsuntersuchungen unter verschiedenen Temperaturen und Atmosphären<br />
mit den im <strong>SFB</strong> <strong>289</strong> verwendeten Stahlsorten durchgeführt. Unter Schutzgas wurden<br />
sowohl unbehandelte als auch voroxidierte Stähle eingesetzt. Ergänzend wurden<br />
Schmelzkorrosionsversuche bei Temperaturen von 1600°C durchgeführt.<br />
Die Versuchsergebnisse wurden mit den Kontaktreaktionen in den<br />
Thermoschockversuchen im Teilprojekt D3 "Entwicklung und Verhalten von CVD-<br />
Schichtverbunden" sowie den Stauchversuchen und Formgebungsversuchen im<br />
Teilprojekt E1 "Thixoschmieden, -strangpressen" verglichen, mit dem Ziel, die<br />
Versuchsbedingungen der Korrosionstests möglichst exakt an die realen Bedingungen des<br />
Thixoformings anzupassen und so eine bessere Vorhersage des Korrosionsangriffs zu<br />
ermöglichen.<br />
Stauchversuche<br />
Die Versuche mit Si3N4-Stauchplatten wurden bis zum Abbruch bei 50 Versuchen mit<br />
einem mittleren Kraftwert von 60 kN durchgeführt, die maximalen bzw. minimalen<br />
Stauchkräfte betrugen 115 kN bzw. 45 kN, die Standardabweichung der Kraftwerte lag bei<br />
11 kN. Das Kraft-Weg-Diagramm der Versuche ist in Bild D-52 dargestellt.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
462<br />
Kraft, F [kN]<br />
Soll-Spannung, U [V]<br />
10<br />
0<br />
-10<br />
-20<br />
-30<br />
-40<br />
-50<br />
Versuchsverlauf des Stauchversuchs am IBF<br />
Wartezeit: 8,0 sec<br />
Stauchkraft<br />
Erwärmungssignal<br />
Stempelposition<br />
-60<br />
0<br />
252 253 254 255 256 257 258 259 260 261 262 263 264<br />
Messzeit während des Stauchens, ts [s]<br />
Bild D-52: Kraft-Weg-Diagramm der Stauchversuche mit Si3N4-Platten.<br />
Bild D-53 zeigt die Keramikplatten vor und nach den Stauchversuchen und zugehörige<br />
Rauhigkeitsmessungen der Oberfläche, die am IBF gemessen wurden.<br />
Bild D-53: Si3N4-Platte in der Stauchversuchsanlage (links) und gestauchter 100Cr6-<br />
Bolzen (rechts).<br />
Nach den ersten Stauchversuchen entstand ein Riss in der Stauchplatte, der geradlinig<br />
durch den Mittelpunkt der Platte verläuft (Bild D-54, oben rechts). Auf den gestauchten<br />
Stahlbolzen war jedoch kein Abdruck des Risses zuerkennen (Bild D-53); aus diesem<br />
Grund wurden die Stauchversuche mit derselben Platte bis zum Abbruch fortgesetzt.<br />
Sowohl die Oberflächenqualität der Stauchplatte als auch die der gestauchten Bolzen war<br />
hervorragend, wie die Rauhigkeitsmessungen belegen (Bild D-54). Der Ra-Wert der Si3N4-<br />
Platte vor Beginn der Versuche betrug 0,99 µm, nach 50 Versuchen wurde ein Ra-Wert<br />
von 1,82 µm gemessen. Ein Vergleich von Aufnahmen der Stauchplatte während der<br />
Versuche zeigt, dass Anhaftungen des Stahls sich bei den folgenden Versuchen zum Teil<br />
lösen; eine kontinuierliche Aufschweißung von Stahl wurde nicht beobachtet.<br />
100<br />
90<br />
80<br />
70<br />
60<br />
50<br />
40<br />
30<br />
20<br />
10<br />
Weg, s [mm]
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
463<br />
Bild D-54: Si3N4-Platte vor und nach 50 Stauchversuchen (oben) und zugehörige<br />
Rauhigkeitsmessungen der Oberfläche (unten).<br />
Zur Bestimmung der Rissursache wurden die Bruchflächen der Si3N4-Platten<br />
fraktographisch untersucht. Die rissauslösende Fehlstelle wurde an der Oberfläche der<br />
Keramik, am Übergang zwischen Bolzenrand und Keramikplatte lokalisiert. Zur<br />
Überprüfung dieses Ergebnisses wurde die thermische Belastung der Stauchplatte und das<br />
resultierende Spannungsbild mittels FEM-Berechnungen simuliert. Die Ergebnisse der<br />
Berechnung sind in Bild D-55 dargestellt.<br />
Es ist zu erkennen, dass aufgrund der lokalen hohen thermischen Belastung im<br />
Randbereich der Platte hohe Zugspannungen entstehen. Die Berechnungsergebnisse<br />
stimmen mit den fraktographischen Überlegungen sehr gut überein und belegen, dass die<br />
keramikgerechte Auslegung von Thixoforming-Werkzeugen ein entscheidender Faktor für<br />
den Einsatz keramischer Werkzeuge ist.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
464<br />
a) b)<br />
c) d)<br />
Bild D-55: FEM-Berechnung der Zugspannungen in der Stauchplatte infolge thermischer<br />
Belastung (a-b), dargestellt ist jeweils der Querschnitt der Platte vom<br />
Mittelpunkt bis zum Rand.<br />
Formgebungsversuche<br />
Die Formgebungsversuche mit der modifizierten Werkzeuggeometrie des zweiten<br />
Antragszeitraums (Bild D-56) wurden im Teilprojekt E1 durchgeführt. Zur getrennten<br />
Untersuchung der Lastfälle Thermoschock und mechanische Belastung wurden zunächst<br />
Formfüllungsversuche mit nur geringen Presskräften durchgeführt. Die Versuche zeigen<br />
eine gute Formfüllung bei hoher Formgenauigkeit, Kantenschärfe und Oberflächenqualität<br />
des Werkzeugs und des Werkstücks (Bild D-56). Es wurde keine Rissbildung der<br />
keramischen Segmente beobachtet.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
465<br />
Bild D-56: Segmentiertes Siliziumnitrid-Werkzeug für Thixo-Schmiedeversuche und<br />
thixogeformtes Bauteil.<br />
Die Schmiedeversuche wurden mit einem Pressdruck von 24 MPa, umgerechnet auf den<br />
Durchmesser des Werkzeugrahmens, durchgeführt. Die Oberflächenqualität und<br />
Formgenauigkeit der Werkzeuge war auch in den Schmiedeversuchen sehr gut. Die<br />
Keramik-Oberfläche wurde keramographisch im Querschnitt präpariert und<br />
rasterelektronenmikroskopisch untersucht. Bild D-57 zeigt eine REM-Aufnahme der<br />
Si3N4- Stahl-Kontaktzone. Es ist eine Reaktionszone von ca. 1-3 µm zu erkennen, die<br />
durch eine Verarmung des keramischen Gefüges an glasiger Korngrenzenphase<br />
gekennzeichnet ist. Oberhalb dieses Bereichs werden metallische Anhaftungen einer Dicke<br />
von ca. 1-2 µm beobachtet. Der Schädigungsmechanismus zeigt gute Übereinstimmung<br />
mit den durchgeführten Korrosionsuntersuchungen. Eine Aussage über das Verhalten der<br />
Kontaktzone bei weiteren Formgebungsschritten auf Basis dieser Versuche ist nicht<br />
möglich.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
466<br />
Bild D-57: REM-Aufnahme der Kontaktzone Stahl/Keramik nach Thixoschmiedeversuchen.<br />
Nach wenigen Zyklen traten Risse quer zu den Segment-Kontaktstellen in der Mitte zweier<br />
Keramiksegmente auf (Bild D-58). Trotz der Risse wurden weitere Schmiedeversuche<br />
durchgeführt, da auf der Oberfläche der geschmiedeten Bauteile keine Schädigung zu<br />
erkennen war. Dieser Effekt wird auf den verformungslosen Bruch der Keramik<br />
zurückgeführt.<br />
Auffallend war die Anordnung der Risse, die bei allen gerissenen Segmenten gleich war.<br />
Die Untersuchung der Bruchfläche der Keramiken belegt, dass die rissauslösende<br />
Fehlstelle auf der Innenseite der Kavität liegt (Bild D-58) und somit der Rissfortschritt von<br />
innen nach außen erfolgt ist.<br />
Bild D-58: Siliziumnitrid-Werkzeug nach Schmiedeversuchen.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
467<br />
Aus dem Vergleich der Formfüllungs- und Schmiedeversuche ergibt sich, dass die<br />
Rissbildung nicht auf den thermischen Schock, sondern auf die mechanischen Belastung<br />
zurückzuführen ist. Das Versagen der Si3N4-Segmente wird einer mangelhaften<br />
mechanischen Stützung der keramischen Halbringe zugeschrieben, da sich der<br />
Warmarbeitsstahl-Formrahmen während des Vorheizens auf ca. 350°C thermisch dehnt,<br />
während die in kaltem Zustand passgenau eingesetzten Keramiksegmente nur sehr geringe<br />
Dehnung erfahren. Die unterschiedliche thermische Dehnung der Werkstoffe führt dazu,<br />
dass der Formrahmen sich weitet und die Si3N4-Halbringe nur noch in ihrem Scheitelpunkt<br />
aufliegen. Bei mechanischem Druck auf die Halbringe wird die zulässige Zugspannung an<br />
der Innenseite der Segmente überschritten und es kommt zur Rissbildung. Eine Lösung für<br />
dieses Problem besteht in der Aufbringung von Druckspannungen in den keramischen<br />
Werkzeugen durch äußere Armierung.<br />
Weitere Formgebungsversuche mit vollkeramischen Werkzeugteilen werden in diesem<br />
Bewilligungszeitraum mit dem Werkzeug-Verbundkonzept durchgeführt, das im<br />
Teilprojekt D1 ausführlich beschrieben ist. Zur Verdrängung des teilflüssigen Stahles wird<br />
eine Si3N4-Stempelspitze eingesetzt, die durch das Untergesenk eingefahren wird<br />
(Bild D-59). Die Stempelspitze wird im Teilprojekt D1 auf Warmarbeitsstahl-Stempel<br />
aufgelötet. Vollkeramische Bauteile, insbesondere Si3N4, sind für den Einsatz in thermisch<br />
hochbelasteten Werkzeugbereichen wie der Stempelspitze wegen ihrer hervorragenden<br />
Hochtemperaturfestigkeit prädestiniert.<br />
Bild D-59: Werkzeug-Verbundkonzept mit keramischer Stempelspitze aus Si3N4.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
468<br />
Arbeitsgemeinschaft Aluminium-Lithium<br />
Zur Durchführung der Versuche wurde der Schmelzkorrosionstest unter Schutzgasspülung<br />
(Argon) betrieben, um die Oxidation abdampfender Lithiumverbindungen zu verhindern.<br />
Es wurden sowohl oxidische Werkstoffe (Al2O3, ZrO2, Al2TiO5) als auch nicht-oxidische<br />
Keramiken getestet (Si3N4, SiC). Die Keramikproben wurden nach dem Test<br />
rasterelektronenmikroskopisch untersucht. Weder Infiltration noch Reaktion mit der<br />
Aluminiumschmelze wurden beobachtet. Eine Diffusion von Lithium aus der Schmelze in<br />
die Keramik konnte mittels EDX-Analyse nicht nachgewiesen werden, da das Element<br />
Lithium mit dieser Methode nicht detektiert wird. Die durchgeführten Versuche bestätigen<br />
die Untersuchungen der ersten beiden Bewilligungszeiträume mit Aluminium-Schmelzen<br />
und zeigen keine Wechselwirkungen mit Lithium als Legierungselement in Al-<br />
Legierungen. Die getesteten Keramiken sind als Werkzeugwerkstoffe für das<br />
Thixoforming von Al-Li-Legierungen geeignet. Die Auswahl des jeweils optimalen<br />
Werkstoffs für eine bestimmte Anwendung muss anhand der mechanischen, thermischen<br />
und tribologischen Eigenschaften der Werkzeuge erfolgen.<br />
Keramische Funktionsbauteile<br />
Im Teilprojekt D2 wurden neben Formgebungswerkzeugen keramische Funktionsbauteile<br />
für die Erwärmungs- und Formgebungsanlagen im <strong>Projektbereich</strong> E entwickelt. Die<br />
feuerfeste Auslegung einer Gießrinne für den Rheogießprozess wurde am GHI<br />
durchgeführt. Zusätzlich wurden temperaturbeständige Tiegel zur Begrenzung der<br />
Strahlungsverluste beim Erwärmen der Stahlbolzen sowie diverse Isolationsbauteile und<br />
Panzerungen hergestellt.<br />
3.4 Zusammenfassung und Ziele<br />
In den ersten beiden Bewilligungszeiträumen wurden im Teilprojekt D2 keramische<br />
Werkstoffe auf ihre Eignung als Werkzeugwerkstoff im Thixoforming von Aluminium-,<br />
Kupfer- und Stahllegierungen getestet und hinsichtlich ihrer korrosiven Eigenschaften im<br />
Kontakt mit Metallen bei erhöhten und hohen Temperaturen charakterisiert. Im Hinblick<br />
auf das Thixoforming von Aluminium wurde ein hohes Potential von Keramiken als<br />
Werkzeugwerkstoff festgestellt. Auf Grundlage dieser Untersuchungen wurden zu Beginn<br />
des dritten Bewilligungszeitraums zwei Werkstoffgruppen als Werkzeugwerkstoffe für die<br />
Stahlformgebung favorisiert: Aluminiumoxid-Keramiken, die sich durch sehr gute<br />
Korrosionsbeständigkeit gegenüber metallischen Schmelzen auszeichnen, und<br />
Siliziumnitride, die hervorragende Hochtemperaturfestigkeit und Temperaturwechselbeständigkeit<br />
besitzen. Kritisch für den Einsatz als Umformwerkzeuge für das<br />
Thixoforming von Stahl sind insbesondere die niedrige Temperaturwechselbeständigkeit<br />
des Aluminiumoxids und die Korrosionsbeständigkeit des Siliziumnitrids gegenüber<br />
teilflüssigen Stählen. Zu beiden Werkstoffrouten wurden Untersuchungen und
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
469<br />
Formgebungsversuche durchgeführt und für die verschiedenen Problemstellungen<br />
Lösungswege erarbeitet.<br />
Im Bereich der Aluminiumoxide wurde nach Versuchen zur Verbesserung der<br />
Temperaturwechselbeständigkeit durch Gefügedesign ein Werkstoff-Konzept erarbeitet,<br />
das durch aktive Beheizung der Gesenke bzw. Rezipienten die Prozessparameter der<br />
Stahlformgebung derart verändert, dass der Einsatz temperaturwechselempfindlicher<br />
Keramiken als Werkzeugwerkstoff ermöglicht wird.<br />
Das Verhalten von Siliziumnitrid-Werkzeugen im Thixoforming von Stählen wurde<br />
ausführlich untersucht. Zur Sicherstellung der Eignung dieser Werkstoffgruppe wurden<br />
Kontaktkorrosionsversuche durchgeführt und die auftretenden Korrosionsmechanismen<br />
identifiziert. In Stauch- und Formgebungsversuchen mit vollkeramischen Si3N4-<br />
Werkzeuggeometrien wurde eine sehr gute Oberflächenqualität und Formgenauigkeit der<br />
Bauteile erzielt. Der korrosive und tribologische Angriff des teilflüssigen Stahls nach<br />
mehreren Formgebungszyklen war unkritisch, rasterelektronenmikroskopische<br />
Untersuchungen der belasteten Werkzeuge zeigen gute Übereinstimmung mit den<br />
vorangegangenen Korrosionsversuchen. Unterstützt durch begleitende Simulationsrechnungen<br />
wurden die Versagensmechanismen der Si3N4-Werkzeuge bestimmt und<br />
Maßnahmen zur Verbesserung der Leistungsfähigkeit erarbeitet: Anhand von FEM-<br />
Spannungsberechnungen können thermoschockbedingte Spannungsspitzen im Gefüge<br />
bestimmt werden; durch geeignete Auslegung der Werkzeuge kann die Rissbildung infolge<br />
Thermoschock vermieden werden. Eine weitere Maßnahme zur Verbesserung des<br />
Verhaltens keramischer Werkzeuge ist die äußere Armierung der Werkzeuge. Die dadurch<br />
erzeugte Druckvorspannung des Gefüges wirkt sowohl den mechanischen als auch den<br />
thermischen Belastungen entgegen und steigert somit die Belastbarkeit der Gesenke.<br />
Die im dritten Bewilligungszeitraum durchgeführten Untersuchungen und<br />
Formgebungsversuche zeigen ein hohes Potential keramischer Werkzeuge für das<br />
Thixoforming von Stahl.<br />
Nachdem im dritten Bewilligungszeitraum werkstoffkundliche Konzepte erarbeitet<br />
wurden, die den kritischen mechanischen und thermomechanischen Belastungen der<br />
Formgebung thixotroper Stähle standhalten, ist es Ziel des vierten Antragszeitraums, die<br />
Verschleiß- und Versagensmechanismen der keramischen Werkzeuge im Dauerbetrieb zu<br />
untersuchen. Von besonderem Interesse ist dabei das Verhalten der in den vergangenen<br />
Bewilligungszeiträumen erforschten chemischen Wechselwirkungen zwischen<br />
Werkzeugoberfläche und teilflüssigem Stahl:<br />
Wie wirken sich die beobachteten Veränderungen der Werkzeugoberfläche, insbesondere<br />
bei Siliziumnitrid-Keramiken auf das Langzeitverhalten der Werkzeuge aus?<br />
Kann dieses Verhalten z.B. durch Variation der Glasphasenzusammensetzung gesteuert<br />
werden?
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
470<br />
Welche Verschleißmechanismen treten auf? Wie können diese verringert werden?<br />
Weiterhin besteht Entwicklungsbedarf zur Auslegung und Anpassung des neu entwickelten<br />
Konzepts aktiv beheizter Werkzeuge in den verschiedenen Formgebungsverfahren,<br />
insbesondere dem Thixostrangpressen. Die Prinzipversuche des dritten<br />
Bewilligungszeitraums haben die Realisierbarkeit solcher vollkeramischen Werkzeuge<br />
bestätigt, im vierten Antragszeitraum sollen die Grenzen dieses Verfahrens erarbeitet und<br />
die Auswirkungen auf die Bauteileigenschaften durch das veränderte Temperaturprofil<br />
während der Formgebung untersucht werden.<br />
Ziel der Arbeiten im vierten Antragszeitraum ist daher die Untersuchung des Verhaltens<br />
der keramischen Werkzeuge hoher Formkomplexität in Kleinserien. Anhand dieser<br />
Versuche sollen Geometriegrenzen, Verschleißmechanismen und Versagenswahrscheinlichkeiten<br />
ermittelt werden, die eine Vorhersage der Lebensdauer der Werkzeuge<br />
ermöglichen und damit den Nachweis der Serientauglichkeit erbringen. Dabei sollen die<br />
Werkzeugkonzepte eingesetzt werden, die in den ersten drei Bewilligungszeiträumen<br />
erarbeitet worden sind: Verbundwerkzeuge mit Si3N4-Bauteilen an thermisch<br />
hochbelasteten Stellen und aktiv beheizte, vollkeramische Al2O3-Werkzeuge, insbesondere<br />
für das Thixostrangpressen von Stählen.<br />
Weiterhin sollen keramische Funktionsbauteile zur Erhöhung der Betriebssicherheit und<br />
Leistungsfähigkeit der Erwärmungs- und Formgebungsanlagen im <strong>Projektbereich</strong> E<br />
entwickelt und hergestellt werden.
3.5 Schrifttum<br />
/Dorey 02/ Dorey, R.A.; Yeomans, J.A.; Smith, P.A.<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
471<br />
Effect of Pore Clustering on the Mechanical Properties of<br />
Ceramics,<br />
Journal of the European Ceramic Society, [22], 403-409, (2002)<br />
/Smith 76/ Smith, R. D., Anderson, H.U.; Moore, R.E.<br />
Influence of Induced Porosity on the Thermal Shock<br />
Characteristics of Al2O3,<br />
Ceramic Bulletin, Vol.55, No.11, 979-982, (1976)<br />
/Wang 98/ Wang, G.; V.D. Krsti,<br />
Roles of Porosity, Residual Stresses and Grain Size in the Fracture<br />
of Brittle Solids,<br />
Philosophical Magazine A, Vol.78, No.5, 1125-1135, (1998)<br />
/Wu 01/ Wu, Y.; Zhang, Y.; Huang, X.; Guo,J.<br />
/Ziegler 85a/ Ziegler, G.<br />
/Ziegler 85b/ Ziegler, G.<br />
/Ziegler 85c/ Ziegler, G.<br />
Microstructural Development and Mechanical Properties of Self-<br />
Inforced Alumina with CAS Addition,<br />
Journal of the European Ceramic Society, [21], 581-587, (2001)<br />
Microstructural Aspects of Thermal Stress Resistance of High-<br />
Strength Engineering Ceramics – Part I: Data of Thermal Stress<br />
Resistance of High-Strength Engineering Ceramics,<br />
Zeitschrift für Werkstofftechnik, [16], 12-18, (1985)<br />
Microstructural Aspects of Thermal Stress Resistance of High-<br />
Strength Engineering Ceramics – Part II: Influence of<br />
Microstructure on Thermal Shock Resistance of High-Strength<br />
Engineering Ceramics,<br />
Zeitschrift für Werkstofftechnik, [16], 45-55, (1985)<br />
Microstructural Aspects of Thermal Stress Resistance of High-<br />
Strength Engineering Ceramics – Part III: Improvement of Thermal<br />
Stress Resistance of High-Strength Engineering Ceramics,<br />
Zeitschrift für Werkstofftechnik, [16], 81-88, (1985)
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
472<br />
3.6 Veröffentlichungen<br />
A Reviewed Paper (der letzten drei Jahre)<br />
Y. Guo, R. Telle, Sh. Long<br />
“High Temperature Reactions and Phase Formation at CeO2/Metal Interfaces”,<br />
Stahl und Eisen Special: Refractories for Industrials, Verlag Stahleisen, Düsseldorf<br />
(2003) 13-15<br />
A. Kaiser, S. Meyer-Rau, R. Telle<br />
“Thermochemical Analysis of Contact Reactions between Alloys and Ceramic<br />
Tool Materials for the Shaping of Semi-Solid Alloys”, Stahl und Eisen Special:<br />
Refractories for Industrials, Verlag Stahleisen, Düsseldorf (2003) 118-123<br />
S. Meyer, S. Münstermann, R. Telle<br />
“Study on the Behaviour of Ceramic Materials in Contact with Solid and Molten<br />
Aluminium Alloy”, Stahl und Eisen Special, Verlag Stahleisen, Düsseldorf<br />
(2002)20-24<br />
S. Rau, R. Telle<br />
“Testing strategies for corrosive interactions of ceramics with semi-solid and<br />
molten metal alloys”, Journal of the European Ceramic Society, in print.<br />
S. Münstermann, R. Telle<br />
“Development of Al2O3-Ceramics with Increased Thermal Shock Resistance for<br />
the Thixoforming of Steels”, Stahl und Eisen Special, Verlag Stahleisen,<br />
Düsseldorf (2002) 24-28<br />
S. Münstermann, R. Telle<br />
“Phase Formation in Si3N4/Steel Contact Corrosion at High Temperatures.”, Stahl<br />
und Eisen Special: Refractories for Industrials, Verlag Stahleisen, Düsseldorf<br />
(2003) 143-146<br />
R. Kopp, H. Shimahara, J.M. Schneider, D. Kurapov, R. Telle, S. Münstermann, E.<br />
<strong>Lugscheider</strong>, A. Abdel-Samad, K. Bobzin, M. Maes<br />
“Characterization of Steel Thixoform-ing Tool Materials by High Temperature<br />
Compression Tests”, Steel Research International, special edition Thixoforming, in<br />
print<br />
Gemeinsame Veröffentlichung mit den Teilprojekten E1, D1, D3.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
473<br />
S. Münstermann, R. Telle<br />
„Modell Tests and Analysis of Corrosion Resistance of Ceramic Tool Dies for<br />
Steel Thixoforming“, Steel Research International, special edition Thixoforming,<br />
in print<br />
S. Münstermann,, R. Telle<br />
A Ceramic Tool Concept for the Thixoforming of Steel, Proc. 8 th Int. Conf. on<br />
Semi-Solid Processing of Alloys and Composites, 22.-24.9.2004, Limassol, Cyprus<br />
B Patente<br />
C Dissertationen<br />
S. Meyer-Rau<br />
Korrosive Wechselwirkungen zwischen Keramiken und teilflüssigen Legierungen<br />
des Aluminiums, Kupfers und Eisens. Dissertation RTWH Aachen, Institut für<br />
Gesteinshüttenkunde, Verlag Mainz (2002) 425 S., 470 Abb.,<br />
ISBN-3-89653-977-9<br />
D Weitere Veröffentlichungen<br />
Y. Guo, R. Telle<br />
Corrosion Reactions of Ceramic Tool Materials in Contact with Steel, Poster<br />
presentation, Proc. 7th Int. Conf. on Semi-Solid Processing of Alloys and<br />
Composites, 25-27.09.2002, Tsukuba, Japan<br />
Y. Guo, S. Meyer, R. Telle, S. Long<br />
„High Temperature Reactions between ZrO2 Dopants and Alloying Elements of<br />
Steel” In: Eco Refractories for the Earth, Proc. Unitecr03 Osaka, 8th Biennial<br />
Worldwide Conference of Refractories, Osaka, October 19th-22nd 2003, SL-5,<br />
Technical Association of Refractories, Japan (Hrsg.), Osaka (2003) 18-21<br />
D. S. Smith, S. Fayette, S. Grandjean, C. Martin, R. Telle, Th. Tonnesen<br />
“Thermal Resistance of Grain Boundaries in Alumina Ceramics and Refractories”,<br />
Journal American Ceramic Society, 86 [1], (2003) 105-111<br />
E Vorträge/ Keynote Lectures*<br />
Y. Guo, S. Long, R.Telle<br />
“Effect of Dopants on the Corrosion Behaviour of Zirconia by Steel at High<br />
Temperature”, 3 rd China International Conference on High-Performance Ceramics,<br />
09-12. 05. 2004, Shenzhen, China
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
474<br />
R. Telle, A. Kaiser, M. Lobert, Th. Kocyan<br />
Investigation of the phase reaction ZrSiO4 ZrO2 + SiO2 and its influence on the<br />
corrosion behaviour of refractories, Stahl und Eisen Special: Refractories for<br />
Industrials, Verlag Stahleisen, Düsseldorf (2003) 35-43<br />
F Seminare/ Weiterbildung<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, K. Bobzin, M. Maes, R. Telle, S. Münstermann ,<br />
J. Schneider, D. Kurapov<br />
„Werkzeuge“, Semi Solid Technology Seminar 18. Februar 2004<br />
G Eigene ergänzende Literatur (> 3 Jahre)<br />
A. Kaiser, R. Telle, M. Herrmann, H,.J. Richter, W. Hermel<br />
Subsolidus Phase Relationships of the -Sialon Solid Solution in the Oxygen-Rich<br />
Part of the Nd-Si-Al-O-N System, Z. Metallkunde 92 (2001) 10 1163-1169<br />
W.A. Meulenberg, R. Telle, H. Rothe, P.R.Sahm<br />
Fabrication and Investigation of Ceramic Shell Moulds for Investment Casting,<br />
cfi/Ber. dt. keram. Ges., 77(4) (2000) 30-35
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
475<br />
4 Teilprojekt D3 – Entwicklung und Verhalten von CVD-<br />
Schichverbunden<br />
4.1 Einführung in die Problemstellung<br />
Die Aufgabe des Teilprojektes D3 ist die Entwicklung von mittels PECVD (Plasma<br />
Enhanced Chemical Vapor Deposition) hergestellten Schichtsystemen zum Schutz von<br />
Werkzeugen für die Formgebung von teilflüssigen Aluminiumlegierungen und Stählen.<br />
Durch Verwendung geeigneter Beschichtungen konnten die Werkzeugeigenschaften,<br />
insbesondere die Korrosionsbeständigkeit und die tribologischen Charakteristika,<br />
wesentlich verbessert werden. Hierdurch konnte eine deutliche Verlängerung der<br />
Lebensdauer der Werkzeuge erzielt werden. Neben der Abscheidung mittels PECVD<br />
sowie der Charakterisierung der Beschichtungen wurden insbesondere auch<br />
Tauglichkeitsuntersuchungen bei möglichst realitätsnahen Bedingungen mittels<br />
Modelltests und schließlich die Herstellung und Erprobung realer Bauteile durchgeführt.<br />
Die Untersuchungen wurden zunächst für die Aluminiumformgebung und dann für die<br />
Stahlformgebung durchgeführt.<br />
4.2 Angewandte Methoden und Anlagen<br />
4.2.1 Abscheidung von Schichtsystemen mittels PECVD<br />
Beim PECVD kann die Plasmaerzeugung durch eine elektrische Gasentladung erfolgen,<br />
bei der freie Ladungsträger durch eine Potentialdifferenz beschleunigt werden. Die<br />
Ionisierung und Anregung der Gasteilchen ermöglichen es, die Abscheidetemperatur im<br />
Vergleich zur thermischen CVD zu senken. So können temperaturempfindliche<br />
Werkstoffe, wie z.B. angelassene Stähle, beschichtet werden.<br />
Das Arbeitsgebiet der PECVD-Verfahren liegt im Bereich der anomalen Gasentladung.<br />
Bei der anomalen Gasentladung wird die gesamte Oberfläche des beschichteten<br />
Werkstoffes, die üblicherweise als Kathode verwendet wird, von einem Glimmsaum<br />
bedeckt, was eine gleichmäßige Beschichtung von Werkzeugen mit komplexer Geometrie<br />
ermöglicht. Ferner besteht bei diesem Verfahren die Möglichkeit, die Substrate vor der<br />
eigentlichen Schichtabscheidung durch eine geeignete Plasmabehandlung auf die spätere<br />
Schichtabscheidung vorzubereiten und so nitridische, carbidische oder boridische<br />
Diffusionsschichten zu erzeugen.<br />
Um nicht leitende Schichtsysteme mit höherer Reproduktivität und Stabilität abzuscheiden,<br />
wurde die PECVD-Anlage für die Verwendung von bipolarem gepulstem Plasma<br />
umgebaut. Weitergehend wurde die Gasversorgung so modifiziert, dass die<br />
Schichtdickenverteilung homogen wurde.<br />
Die Beschichtungen wurden in der PECVD-Anlage (Bild D-60) aus Gasmischungen von<br />
AlCl3, BCl3, O2, N2, C2H4, H2 und Ar mit Hilfe eines gepulsten bipolaren<br />
Gleichstromplasmas abgeschieden. Es wurden der Einfluss der Temperatur, der<br />
Plasmaparameter, wie z.B. die gesamte Kathodenleistungsdichte und die
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
476<br />
Entladungspannung, und die Verhältnisse in der Gasmischung auf die kristallografische<br />
Struktur, die Morphologie und die mechanischen Eigenschaften der Schichten untersucht.<br />
Die Proben werden auf dem Probenhalter platziert, der im Betrieb als eine der beiden<br />
Kathoden dient (siehe Bild D-61). Für die Erzeugung des Plasmas wurde der Pulser „SPIK<br />
1000A“ der Firma MELEC eingesetzt, der nach dem bipolaren Schema geschaltet wurde.<br />
Der Pulser erlaubt eine maximale Spannung von 1000 V und eine maximale Pulsfrequenz<br />
von 50 kHz.<br />
Für die vorliegenden Untersuchungen wurde Al2O3 auf den Warmarbeitstählen 1.2343 und<br />
1.2999 und auf der Molybdänlegierung TZM (99%Mo, 0.5%Ti, 0.1%Zr) abgeschieden.<br />
Die Auswahl der Werkstoffe für die Proben basiert auf der möglichen Benutzung dieser<br />
Materialien als Werkzeuge für die Formgebung von teilflüssigen Aluminiumlegierungen<br />
und Stählen /<strong>Lugscheider</strong> 00/.<br />
Unterschiedliche Methoden zur Schichtcharakterisierung wurden eingesetzt, um die<br />
Eigenschaften der aufgebrachten Schichten und deren Abhängigkeiten von den<br />
Prozessparametern zu bestimmen. Als grundsätzliches Ziel der Untersuchungen wurde die<br />
Erarbeitung der Grundlagen für die Anwendung von Al2O3 als Schutzschicht für<br />
Thixoformingwerkzeuge verfolgt.<br />
Die Untersuchungen der mechanischen Eigenschaften wurden mittels Nanoindenter<br />
durchgeführt, um Aussagen über die Mikrohärte und die Elastizität der Schichten zu<br />
gewinnen. Das tribologische Verhalten der Schichten wurde mit Hilfe des Tribotests<br />
untersucht. Weiterhin wurden die abgeschiedenen Schichten auf ihre Kristallstruktur,<br />
chemische Zusammensetzung und Morphologie mittels Röntgenbeugung bei streifendem<br />
Einfall (GIXRD), Rastelektronenmikroskop (REM + EDX) und Elektronenstrahlmikrosonde<br />
(EPMA) untersucht.<br />
Weitere Untersuchungen betrafen die Abscheidung geeigneter Schichtverbunde auf<br />
Einsätzen für die Aluminium- und Stahlformgebung. Hierbei wurde in Zusammenarbeit<br />
mit den <strong>Projektbereich</strong>spartnern D1, D2 und E1 ein Werkzeugkonzept für die<br />
Stahlformgebung entwickelt und in Zusammenarbeit mit Teilprojekten D1 und D2<br />
realisiert.
Bild D-60: Schema der PECVD-Anlage<br />
Bild D-61: Innenansicht der Abscheidekammer der PECVD-Anlage<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
477
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
478<br />
4.2.2 Modelltests für die Untersuchung von Werkstoffverbunden für das<br />
Thixoforming und Suche nach Werkzeugsystemen für die Formgebung von<br />
Stählen<br />
Um das Verhalten der Schichten unter Thermowechselbelastung untersuchen zu können,<br />
wurde ein Thermoschockprüfstand aufgebaut. Der Aufbau ist in Bild D-62 dargestellt. Der<br />
Prüfstand besteht aus einem Hydraulikzylinder, der die Proben zyklisch mit einem Druck<br />
von 78 MPa gegen einen im Ofen auf Temperatur gehaltenen Gegenkörper presst. Die<br />
Temperatur des Gegenkörpers, gegen den die zu untersuchenden Proben gepresst wurden,<br />
betrug 117030 °C, womit die Belastungen beim Stahlthixoforming simuliert werden<br />
können. Der Gegenhalter wurde aus temperaturbeständigem Stahl 1.4828 aufgebaut mit<br />
einer Spalte für einen Gegenkörper aus dem Stahl HS 6-5-2. Bei ca. 1200°C befindet sich<br />
der Stahl HS 6-5-2 nah an der unteren Grenze des Solidus-Liquidus-Intervalls, so dass die<br />
im teilflüssigen Zustand auftretenden Belastungen nahe bei den Realbedingungen erfasst<br />
werden können. Während der Belastungszyklen wurden die Proben regelmäßig hinsichtlich<br />
der Bildung von Rissen und Abplatzungen untersucht. Um starke Korrosion während des<br />
Versuchs zu verhindern, wurden die Experimente in Schutzgasatmosphäre durchgeführt.<br />
Hydraulikzylinder<br />
Probe<br />
Kühlgas<br />
Gegenkörper<br />
Ofen<br />
Schutzgas<br />
Temperatur: bis 1400 °C<br />
Anpressdruck: 78 MPa<br />
Haltezeit/Pause: 5s/5s<br />
Gegenkörper: HS 6-5-2, Al-Leg.<br />
Kühlgase: N2, Ar<br />
Schutzgase: N2, Ar<br />
Bild D-62: Thermoschockprüfstand nach Umbau zur Annäherung der Bedingungen beim<br />
Thixoforming von Stahl<br />
Die Untersuchungen zum Korrosionsverhalten der Schichten wurden im Kontakt mit<br />
flüssigen Aluminiumlegierungen A356 (AlSi7Mg: 7,0% Si, 0,3% Mg, Rest Al) bei 740 °C<br />
und mit teilflüssigem Schnellarbeitstahl HS 6-5-2 bei 1275 °C durchgeführt. Durch diesen<br />
Test können die Wechselwirkungen zwischen Werkzeug und flüssiger Legierung nahe den<br />
realen Vorgängen simuliert werden. Die Proben wurden anschließend metallografisch<br />
präpariert und hinsichtlich Korrosionsscheinungen untersucht. Der schematische Aufbau
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
479<br />
des Prüfstands für die statische Schmelzkorrosionsuntersuchung ist in Bild D-63<br />
wiedergegeben.<br />
Probe Schmelze<br />
Diffusionszone<br />
Kontaktzeit: 20-24 Std.<br />
Schmelze: Al-Legierungen, Stahl<br />
Temperatur: 740-1300°C<br />
Bild D-63: Aufbau der Schmelzkorrosionsversuche<br />
4.3 Durchführung und Ergebnisse<br />
Schicht<br />
Substrat<br />
4.3.1 Abscheidung von Schichtsystemen mittels PECVD<br />
Zentraler Arbeitspunkt des <strong>Projektbereich</strong>s „Werkzeuge“ ist die Konzeption und<br />
Erforschung einer geeigneten Werkzeugoberflächenbehandlung für das Thixoforming von<br />
Stählen. Die extremen Temperaturbelastungen bei weiterhin hoher mechanischer<br />
Beanspruchung führen während der Stahlformgebung zu beschleunigten chemischen<br />
Reaktionen in der Grenzfläche zwischen Werkzeug und Werkstück und zu schneller<br />
Interdiffusion der Stahlelemente. Ziel der Arbeiten war es, durch geeignete<br />
Schichtverbunde korrosiven und abrasiven Verschleiß der Werkzeugoberfläche deutlich zu<br />
reduzieren.<br />
Aufgrund ihrer attraktiven Eigenschaften waren im laufenden Antragszeitraum<br />
insbesondere Al2O3-Schichten Gegenstand der Untersuchungen. Dabei sind - und -Al2O3<br />
besonders vielversprechend für die Formgebung teilflüssiger Legierungen, weil sie sehr<br />
gute Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit in Kombination mit sehr guten<br />
mechanischen Eigenschaften aufweisen /Täschner 98, Kyrylov 02/. Da die Al2O3-<br />
Schichten im Vergleich zu den TiAlN- und TiBN- Schichtsystemen das überlegene<br />
Nutzungspotenzial für die Aluminium- und insbesondere für die Stahlformgebung<br />
aufzeigen, wurden nach preliminärer Evaluation von TiAlN und TiBN weitere Arbeiten<br />
auf das Materialsystem Aluminiumoxid konzentriert.<br />
Mittels PECVD wurden solche Schichten auf die Warmarbeitstähle 1.2343 und 1.2999 und<br />
auf die Molybdänlegierung TZM abgeschieden. Die Abscheideparameter für Al2O3 -
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
480<br />
Schichten sowie weiterer im Rahmen des <strong>SFB</strong> erprobter Schichtsysteme sind in<br />
Tabelle D-9 zusammengefasst.<br />
Al2O3<br />
Temperatur 500 °C-650 °C 550°C<br />
Druck 170-200 Pa 175 Pa<br />
Diffusionsbechandlung<br />
Gasmischung AlCl3-H2-O2-Ar N2/C2H4/BCl3/O2-H2-Ar<br />
Frequenz 10-25kHz 10 kHz<br />
Verhältnis O2/AlCl3 0,5-1,4 -<br />
Gesamter Gasdurchfluss 21,57 nl/h 17,5 nl/h<br />
Plasmaleistung auf der<br />
unteren Kathode<br />
0,75 – 9.05 W/cm 2 1.5 W/cm 2<br />
Spannung 450-950 V 600 V<br />
Tabelle D-9: Parameter der Oberflächebehandlung in der PECVD-Anlage<br />
Es wurde festgestellt, dass sich die kristallografische Struktur des Al2O3 in deutlicher<br />
Abhängigkeit von den Abscheideparametern wie Temperatur und Kathodenleistungsdichte<br />
ändert. Die gesamten Ergebnisse lassen sich in einem schematischen Diagramm darstellen<br />
(Bild D-64).
Kathodenleistungsdichte (W/cm 2 )<br />
8<br />
6<br />
4<br />
2<br />
amophous+-Al 2 O 3<br />
-Al 2 O 3<br />
+-Al 2 O 3<br />
-Al 2 O 3<br />
I<br />
II<br />
III<br />
500 520 540 560 580 600 620<br />
Temperatur (°C)<br />
IV<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
481<br />
Bild D-64: Phasendiagramm der Änderung der kristallografischen Struktur von Al2O3<br />
Entsprechend den nach der Abscheidung ausgebildeten Phasen können vier Zonen im<br />
Kathodenleistungsdichte-Temperatur-Raum beschrieben werden. Die bei relativ niedrigen<br />
Temperaturen und Kathodenleistungsdichtungen abgeschiedenen (Zone I) Schichten<br />
bestehen aus amorphem und -Al2O3 und weisen schwach ausgeprägte -Struktur auf. Mit<br />
dem Anstieg der Temperatur und der Kathodenleistungsdichte steigen die Intensitäten der<br />
XRD-Linien, was auf eine wesentlich besser ausgeprägte kristalline -Al2O3-Struktur<br />
(Zone II) hinweist. Die bei den Bedingungen der Zone III aufgebrachten Schichten zeigen<br />
eine zweiphasige Struktur, die aus - und -Phasen besteht. Eine weitere Erhöhung der<br />
Temperatur und der Kathodenleistungsdichte führt zur Abscheidung von reinem -Al2O3<br />
(Zone IV).<br />
Die chemische Zusammensetzung der Schichten wurde mittels EPMA untersucht. In allen<br />
Fällen entstanden also Schichten mit einer chemischen Zusammensetzung, die sich als<br />
Al2O3 beschreiben lässt. Die Schichten waren nahezu stöchiometrisch und das Al-O-<br />
Verhältnis für die Schichten betrug 0.590.02.<br />
Die Cl-Gehalte in den Schichten sind von der Kathodenleistungsdichte abhängig. Mit<br />
Erhöhung der Kathodenleistungsdichte bei allen Temperaturen steigt der Chloranteil bis zu<br />
5.3 - 6.1 at. %.<br />
Die Morphologie der abgeschiedenen Schichten wurde mit Hilfe von SEM-Aufnahmen an<br />
Querbrüchen untersucht (Bild D-65). Die beiden - und -Al2O3-Schichten sind dicht und<br />
frei von Rissen oder Porositäten und haben eine feinkörnige Struktur. Die folgenden Bilder<br />
zeigen die Änderung der Schichtmorphologie von Al2O3-Schichten, wenn sie die reine -
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
482<br />
Phase aufweisen. Die Oberfläche von -Al2O3 ist im Augenmerk rauer und die Körner<br />
sind größer als bei den - Al2O3-Schichten.<br />
a) b)<br />
Bild D-65: SEM-Aufnahmen von A2O3 Schichten. a) - A2O3 b) - A2O3<br />
Die abgeschiedenen Schichten wurden hinsichtlich ihrer mechanischen Eigenschaften<br />
geprüft. Die Mikrohärte sowie der reduzierte Elastizitätsmodul wurden mittels<br />
Nanoindenter gemessen. Die Ergebnisse sind in Bild D-66 dargestellt.<br />
red. E-Modul (GPa)<br />
220<br />
200<br />
180<br />
160<br />
140<br />
500°C 550°C 600°C<br />
120<br />
2 3 4 5 6 7<br />
Kathodenleistungsdichte (W/cm 2 )<br />
Härte (GPa)<br />
24<br />
20<br />
16<br />
12<br />
500°C 550°C 600°C<br />
2 3 4 5 6 7<br />
Kathodenleistungsdichte (W/cm 2 )<br />
Bild D-66: Härte und reduzierter Elastizitätsmodul von Al2O3-Schichten in Abhängigkeit<br />
von der Abscheidetemperatur und der Kathoden-leistungsdichte<br />
Die Abhängigkeit von den gemessenen Parametern lässt sich mit der Änderung der<br />
Struktur erklären. Kristallines -Al2O3, das bei der Temperatur von 600 °C und einer<br />
Kathodenleistungsdichte von 5.3 und 6.6 W/cm 2 abgeschieden wurde, hat eine Härte von<br />
171.5 GPa; die Schichten mit gemischter Struktur, bestehend aus -und -Phasen, weisen<br />
die niedrigere Härte von 151.5 GPa auf. Ein weiterer Anstieg der Härte und des<br />
reduzierten Elastizitätsmoduls wurde bei Schichten mit reinem -Al2O3 gemessen und<br />
betrug 21.51 GPa für die Härte und 210 8 GPa für die Elastizität.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
483<br />
Mit dem Scratchtestverfahren wurde die Haftfestigkeit der Schichten bestimmt. Die Werte<br />
der kritischen Last zeigen nur schwache Abhängigkeit von den Abscheideparametern und<br />
liegen im Bereich von 30-40 N. Diese Werte können für die vielfältigen technischen<br />
Anwendungen von Al2O3-Schichten nicht ausreichend sein. Zur Verbesserung der Haftung<br />
von Al2O3-Schichten auf Stahl wurde der Einfluss von verschiedenen Vorbehandlungen<br />
untersucht. In Tabelle D-10 sind die Ergebnisse zusammengefasst. Die<br />
Aluminiumoxidschichten wurden bei 600 °C und 6.6 W/cm 2 abgeschieden. Aus<br />
Tabelle D-10 ist zu erkennen, dass die höchste kritische Last von bis zu 50 N die<br />
Schichten zeigen, die auf nitriertem Stahl aufgebracht sind.<br />
Schichtaufbau<br />
Nitrieren+Al2O3<br />
Oxidieren+Al2O3<br />
Borieren+Al2O3<br />
Carburieren+Al2O3<br />
Al2O3 auf Warmarbeitstahl<br />
Kritische Last nach<br />
dem Scratchtest<br />
50 N<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
484<br />
red. E r-Modul (GPa)<br />
220<br />
200<br />
180<br />
160<br />
140<br />
120<br />
Al 2O3 3 m 200 m<br />
E-Modul<br />
Härte<br />
Nitrierter Stahl Stahl<br />
Bild D-67: Härte- und Elastizitätsprofil bei einem nitrierten und anschließend mit Al2O3<br />
beschichteten Stahl<br />
Die tribologischen Eigenschaften der abgeschiedenen Schichten wurden mittels<br />
Tribometermessungen in Stift-Scheibe-Geometrie untersucht. Zur Untersuchung kamen die<br />
bei 580°C und unterschiedlichen Kathodenleistungsdichten auf Warmarbeitsstahl<br />
abgeschiedenen Schichten. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen sind in Bild D-68<br />
dargestellt. Die Untersuchungen zeigen, dass der Reibungskoeffizient ( bei höherer<br />
Temperatur deutlich kleinere Werte aufweist als bei Raumtemperatur. Es wurden keine<br />
großen Unterschiede der Werte der Reibungskoeffizienten in Abhängigkeit von den<br />
Abscheidungsparametern gefunden. Für die Untersuchungen bei Raumtemperatur lagen<br />
die Werte im Bereich von 0.7 bis 0.80.1. Bei 500 °C sank der Reibungskoeffizient bis auf<br />
0.50.05. Weil der Reibungskoeffizient sehr hohe Werte annimmt, ist es notwendig, mit<br />
Blick auf die Prozesssicherheit und das Langezeitverhalten ein Schmiermittel zu<br />
verwenden, z.B. BN oder BCN (siehe Forschungsantrag).<br />
20<br />
16<br />
12<br />
8<br />
4<br />
Härte (Gpa)
Reibungskoeffizient<br />
0.9<br />
0.6<br />
0.3<br />
Reibungskoeffizient bei RT<br />
Reibungskoeffizient bei 500 °C<br />
Abrasiver Verschleiß bei RT<br />
2 Verschleiß<br />
1 10<br />
2 4 6 8<br />
Kathodenleistungsdichte (W/cm 2 0<br />
)<br />
Bild D-68: Reibungskoeffizient und abrasiver Verschleiß der Al2O3-Schichten<br />
-12 (m 2 /N)<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
485<br />
4.3.2 Durchführung von Modelltests für Werkzeugwerkstoffe<br />
Es wurden Untersuchungen mittels Schmelzkorrosions-, Auslagerungskorrosions- und<br />
Thermoschockverfahren durchgeführt.<br />
Das Korrosionsverhalten der Al2O3-Schichten wurde im Kontakt mit der flüssigen und<br />
teilflüssigen Al-Legierung A 356 (AlSi7Mg: 7.0%Si, 0.3%Mg, Rest Al) und dem<br />
teilflüssigen Stahl HS 6-5-2 (1.3343) geprüft. In Bild D-69 sind die Ergebnisse nach den<br />
Schmelzkorrosionsversuchen in den Al-Legierungen dargestellt. Diese Aufnahme<br />
demonstriert deutlich, dass keine Interdiffusion zwischen Al-Legierung und Substrat<br />
stattfindet.<br />
Schmelze (A356)<br />
-Al2O3<br />
Substrat (1.2343)<br />
Bild D-69: Schmelzkorrosionsversuch:-Al2O3 im Kontakt mit A356 24 Std. bei 740°C
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
486<br />
Bei den Auslagerungskorrosionsversuchen im Kontakt mit teilflüssiger Al-Legierung<br />
wurden vergleichbare Ergebnisse mit Schmelzkorrosionsversuchen erhalten. Nach den<br />
Versuchen ließen sich die Al-Legierungsbolzen problemlos von den Proben entfernen;<br />
Interdiffusion von Aluminium in Stahl oder Schichtabplatzungen konnten nicht festgestellt<br />
werden.<br />
Das Korrosionsverhalten der -Al2O3-Schichten wurde auch bei höheren Temperaturen in<br />
Kontakt mit dem teilflüssigen Stahl HS 6-5-2 untersucht. Die Temperatur wurde auf<br />
1275°C gehalten, was einem 20-30 % Flüssiganteil des Stahles entspricht. Hier kamen die<br />
TZM-Proben zum Einsatz. Aufgrund der höheren Löslichkeit des Mo im Stahl bildet sich<br />
im Fall der Schichtablösungen eine breitere Diffusionszone. In Bild D-70 ist die<br />
Vermeidung von Interdiffusion durch PECVD--Al2O3 dargestellt.<br />
Schmelze (HS6-5-2)<br />
-Al2O3<br />
Substrat (TZM)<br />
Bild D-70: Schmelzkorrosionsversuch: -Al 2O 3 im Kontakt mit Stahl HS 6-5-2 20 Std. bei<br />
1275°C<br />
Das Thermoschockverhalten der Schichtverbunde wurde mit Hilfe des bei MCh<br />
vorhandenen Prüfstands untersucht. Die Aluminiumoxidschichten wurden bei einer<br />
Gegenkörpertemperatur von 117030 °C getestet. In Bild D-71 und Bild D-72 sind die<br />
Aufnahmen der - und -Al2O3 Schichten nach den Thermoschockuntersuchungen<br />
dargestellt.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
487<br />
Bild D-71: Querbruch der -Al2O3-Schicht nach dem Thermoschockversuch, 1000 Zyklen,<br />
117030 °C<br />
Bild D-72: Querbruch der -Al2O3-Schicht nach dem Thermoschockversuch, 1000<br />
Zyklen, 117030 °C<br />
Nach den Thermoschockuntersuchungen weisen die Aluminiumoxidschichten eine dichte<br />
feinkörnige Struktur auf. Keine Rissbildung oder Abplatzungen der Schichten sind<br />
erkennbar. Die Schichtoberfläche ist frei von Stahlresten. Die Zusammensetzung innerhalb<br />
der Schicht wurde mittels EDX geprüft. Die Ergebnisse der EDX-Messungen zeigen, dass<br />
sich während der Stauchversuche die chemische Zusammensetzung der Schichten nicht<br />
ändert.<br />
Die Ergebnisse der Thermoschockuntersuchungen beweisen, dass Aluminiumoxidschichten<br />
eine hervorragende Kombination von Thermowechselbeständigkeit, gekoppelt<br />
mit Oxidations- und Verschleißbeständigkeit, besitzen.
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
488<br />
4.3.3 Abscheidung und Erprobung den realen Werkzeugen<br />
In Zusammenarbeit mit dem <strong>Projektbereich</strong> E „Formgebung“ wurden Stauchplatten für die<br />
Stahlformgebung beschichtet. Die beschichteten Stahl- und TZM-Platten wurden am IBF<br />
(<strong>Projektbereich</strong> E) betriebsnah in Mittelserien getestet. Anschließend wurden sie mittels<br />
XRD, REM und EDX in Bezug auf Veränderungen in Struktur und Zusammensetzung<br />
untersucht. Alle Schichtsysteme erwiesen sich als geeignet, die Werkzeugoberfläche vor<br />
dem Angriff des teilflüssigen Stahls zu schützen. Der Querbrüche der mit - und -Al2O3<br />
beschichteten Stahlplatten nach den Stauchversuchen sind in Bild D-73 dargestellt.<br />
Anhaftungen<br />
Stahl 1.2999<br />
-Al2O3<br />
20 m<br />
Anhaftungen<br />
Stahl 1.2999<br />
Bild D-73: Querbruch der - und -Al2O3-Schichten nach den Stauchversuchen, 50<br />
Zyklen, 1250 C<br />
-Al2O3<br />
Die Schichten platzten nicht vom Substrat ab und wurden nicht abgelöst, ein<br />
Korrosionsangriff der Schmelze auf das Stahlsubstrat fand nicht statt. Um den Verschleiß<br />
der Schichten zu messen, wurden REM-Aufnahmen mit höherer Auflösung gemacht<br />
(Siehe Bilder D-74, D-75). Aus den dargestellten Bildern ist kein messbarer Verschleiß zu<br />
erkennen. Die Ergebnisse der EDX-Messungen (Bilder D-74, D-75 Punkten 1 und 2)<br />
zeigen, dass sich während der Stauchversuche die chemische Zusammensetzung der<br />
Schichten nicht ändert. Die Stabilität des -Al2O3 wurde mittels XRD-Analyse untersucht<br />
(siehe Bild D-76).<br />
20 m
1<br />
Stahl 1.2999<br />
2 m<br />
2<br />
Stahl 1.2999<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
489<br />
Bild D-74: Querbruch der -Al2O3-Schicht vor und nach den Stauchversuchen, 50 Zyklen,<br />
1250°C<br />
1<br />
Stahl 1.2999<br />
2 m<br />
2<br />
Stahl 1.2999<br />
Bild D-75: Querbruch der -Al2O3-Schicht vor und nach den Stauchversuchen, 50 Zyklen,<br />
1250°C<br />
2 m<br />
2 m
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
490<br />
Fe<br />
Fe 2 O 3<br />
Fe 3 O 4<br />
FeO<br />
-Al 2 O 3<br />
20 30 40 50<br />
2 (°)<br />
60 70 80<br />
Bild D-76: XRD-Spektrum der mit -Al2O3 beschichteten Stauchplatte nach den<br />
Stauchversuchen<br />
Das XRD-Spektrum zeigt die Anwesenheit von mehreren Fe-O-Phasen und von -Al2O3.<br />
Die erwartete Phasenumwandlung wurde während der Stauchversuche nicht<br />
beobachtet. Aus Bild D-73 sieht man, dass nach dem Versuch auf der Werkzeugoberfläche<br />
Reste des Thixostahls verblieben. Diese Anhaftung ist möglicherweise darauf<br />
zurückzuführen, dass während der Versuche die Temperatur im Bolzenkern höher war als<br />
am Bolzenrand und damit das Material in der Mitte weicher als am Rand. Als Folge ist die<br />
Anhaftung in der Mitte der Stauchplatte geringer als am Rand.<br />
Wie in Stauchversuchen bereits gezeigt wurde, ist die Reduzierung der Reibung von<br />
ausschlaggebender Bedeutung. Aus diesem Grund ist es notwendig, die entwickelten<br />
Schichtsysteme hinsichtlich Prozesssicherheit und Langzeitstabilität eingehend zu<br />
erforschen. Dazu soll im kommenden Antragzeitraum ein Schichtsystem, bestehend aus<br />
Aluminiumoxid mit integrierten Einlagerungen eines festen Schmierstoffes, erprobt<br />
werden.<br />
Gemäß dem entwickelten Werkzeugskonzept wurde ein Untergesenk mit Al2O3<br />
beschichtet und bei IBF für das Stahlthixofoming eingesetzt. Das Gesenk wurde aus<br />
Warmarbeitstahl gefertigt und besitzt eine komplexe Geometrie mit einer Kavität und<br />
Vertiefungen (siehe Bild D-77). Die Al2O3-Schicht wurde gleichmäßig auf die<br />
Gesenkoberfläche abgeschieden.
80<br />
115<br />
Bild D-77: Al2O3-beschichtetes Gesenk für die Stahlformgebung<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
491
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
492<br />
4.4 Zusammenfassung und offene Fragen<br />
Bei MCh wurden im laufenden Antragszeitraum Al-O-Schichtsysteme auf Werkzeugen<br />
mittels plasmaunterstützer CVD abgeschieden und hinsichtlich ihrer Eignung für<br />
Thixoformingprozesse untersucht. Gemäss dem Anforderungsprofil ergeben sich die<br />
hauptsächlich auftretenden Belastungen für die Werkzeuge aus einem starken<br />
Thermoschock, sehr hoher thermischer und tribologischer Belastung sowie Korrosivangriff<br />
auf das Werkzeug durch teilflüssige Thixolegierungen. Deswegen wurde für die<br />
Untersuchung der Werkstoffe eine Methodik erarbeitet, die von grundlegenden<br />
Charakterisierungen über Modelltests zum praktischen Einsatz führt. Als Modelltests<br />
wurden Schmelz- und Auslagerungskorrosion, Thermoschock und tribologische<br />
Untersuchungen verwendet. Anschließend wurden die Schichten unter praxisnahen<br />
Bedingungen in Stauchversuchen sowie im Thixoformingsprozess eingesetzt.<br />
Die vorliegenden Untersuchungen zeigen, dass die bei relativ niedriger Temperatur<br />
abgeschiedenen kristallinen Al2O3-Schichten für einen Einsatz als Korrosionsschutzschicht<br />
auf Thixowerkzeugen von Al-Legierungen und für Stähle vielversprechend und geeignet<br />
sind.<br />
Aus den Modelltestsuntersuchungen wurde festgestellt, dass die beschichteten Werkzeuge<br />
eine sehr gute Oxidations-, Korrosions- und Thermoschockbeständigkeit besitzen. Eine<br />
deutliche Verbesserung der Haftfestigkeit konnte durch Plasmadiffusionsbehandlung des<br />
Substrates erreicht werden. Ferner wurden am IBF Pilotumformungsversuche<br />
durchgeführt; die beschichteten Werkzeuge zeigen eine gute Eignung für den Einsatz bei<br />
der Stahlformgebung, Schichtverschleiß oder Interdiffusion der Thixolegierung konnten<br />
nicht festgestellt werden. Aus den Stauchversuchen von Stahl wurde abgeleitet, dass die<br />
auftretenden Reibungsmechanismen zu einem Anhaftungsproblem führen. Um die<br />
Anhaftung von Thixolegierungen auf der Probenoberfläche zu verhindern, soll in der<br />
kommenden Antragsphase ein Schichtsystem erprobt werden, bestehend aus<br />
Aluminiumoxid mit integrierten Einlagerungen eines festen Schmierstoffes. Als<br />
Schmiermittel sollen BN und BCN eingesetzt werden.
4.5 Schrifttum<br />
/Kyrylov 02/ O. Kyrylov, R. Cremer, D. Neuschütz<br />
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
493<br />
„Bipolar pulsed PECVD of alumina hard coatings“, Acta Metall.<br />
Sin. 15/1 (2002) 1<br />
/<strong>Lugscheider</strong> 00/ E. <strong>Lugscheider</strong>, T. Hornig, D. Neuschütz, O. Kyrylov, R. Prange,<br />
R. Telle, R. Schmidt<br />
„Material-Concepts for dies for SSm-forming of steel”<br />
Proc. Of the 6 th Int. Conf. on semi-solid processing of alloys and<br />
composites, Turin, Italy, (2000) 587<br />
/Täschner 98/ Ch. Täschner, B. Ljungberg, V. Alfredsson, I. Endler, A. Leonardt<br />
4.6 Veröffentlichungen<br />
„Deposition of hard crystalline Al2O3 coatings by bipolar pulsed<br />
d.c. PACVD“, Surf. Coat. Technol. 108-109 (1998) 257<br />
A Reviewed Paper (der letzten drei Jahre)<br />
O. Kyrylov, R. Cremer, D. Neuschütz<br />
„Bipolar pulsed PECVD of alumina hard coatings“, Acta Metall. Sin. 15/1 (2002)<br />
1<br />
O. Kyrylov, R. Cremer, D. Neuschütz<br />
„Deposition of alumina hard coatings by bipolar pulsed PECVD“, Surf. Coat.<br />
Technol. 163-164 (2003) 203<br />
O. Kyrylov, D. Kurapov, J.M. Schneider<br />
„Effect of ion irradiation during deposition on the structure of alumina thin films<br />
grown by plasma assisted chemical vapour deposition“, Appl. Phys. A<br />
(eingereicht)<br />
D. Kurapov, J.M. Schneider<br />
„Alumina thin films deposited by PECVD for moulds protection in die casting of<br />
steel”, Steel Research Int. (eingereicht)<br />
R. Kopp, H. Shimahara, J.M. Schneider, D. Kurapov, R. Telle,<br />
S. Münstermann, E. <strong>Lugscheider</strong>, K. Bobzin, M. Maes<br />
„Characterization of Steel Thixoforming Tool Materials by High Temperature<br />
Compression Tests”, Steel Research Int. (eingereicht)<br />
gemeinsame Veröffentlichung mit Teilprojekten E1, D1, D2
<strong>Projektbereich</strong> D<br />
<strong>Lugscheider</strong>, <strong>Erich</strong><br />
494<br />
B Patente<br />
C Dissertationen<br />
O. Kyrylov<br />
„Abscheidung und Charakterisierung von PECVD-Aluminiumoxidschichten“,<br />
Diss. RWTH-Aachen (2003)<br />
D Weitere Veröffentlichungen<br />
O. Kyrylov, R. Cremer, D. Neuschütz<br />
“Influence of thin coatings deposited by PECVD on wear and corrosion resistance<br />
of moulds for semi-solid processing”, Proc. of the 6th Int. Tooling Conf. 10-13<br />
September (2002) 863<br />
E Vorträge/ Keynote Lectures*<br />
F Seminare/ Weiterbildung<br />
E. <strong>Lugscheider</strong>, K. Bobzin, M. Maes, R. Telle, S. Münstermann, J.M. Schneider,<br />
D. Kurapov<br />
„Werkzeuge“, Semi Solid Technology Seminar 18. Februar 2004<br />
G Eigene ergänzende Literatur (> 3 Jahre)