GIESSEREI Special 02/2017

EDITORIAL 

Forschung und Entwicklung 

erzeugen Innovationen in einem 

zunehmend komplexen Umfeld 

FOTO: ANDREAS BEDNARECK 

Der Kern des Fortschritts der Gießerei-Industrie in unserem Lande wird in 

gesamtwirtschaftlicher Perspektive durch Innovationen gebildet. Innovationen 

werden immer dann unabdingbar, wenn Bestehendes nicht mehr ausreichend 

oder gut genug ist. Innovationen entstehen dann entweder als Entwicklung 

existierender Prozesse oder als Findung neuer Verfahrensweisen und Produkte. 

Die Forschungsthemen werden dabei immer vielfältiger und somit komplexer. Es 

treten neben Fragen der Machbarkeit, Fragen nach der Umweltverträglichkeit, der 

Ressourcenschonung, der Energieeffizienz, der Nachhaltigkeit und der Wiederverwendbarkeit 

in den Fokus. Informations- und Kommunikationstechnologien üben 

dabei einen immer stärkeren Einfluss aus. 

In zunehmendem Maße werden Anforderungen an Prozesse und Produkte komplexer. 

Es reicht nicht mehr, eine Lösung der unmittelbaren Problematik zu finden, es 

müssen auch vielfältige Randbedingungen erfüllt werden. Dies bedingt eine neue 

Strategie der Innovation. Zunehmend müssen Akteure des Innovationsgeschehens 

enger zusammenwirken, um ihre Kräfte zu bündeln. Verschiedene Fachbereiche werden 

zur Findung und dann zur Umsetzung der Innovation benötigt. Auch die Implementierung 

der Lösung in das Produktionsgeschehen findet in einem zunehmend 

verknüpften und integrierten Umfeld statt. 

In der vorliegenden dritten Ausgabe des GIESSEREI-Specials „Forschung und Innovation“ 

finden sich wieder interessante Informationen über Forschungsaktivitäten 

aus dem Bereich der Gießereitechnik. Sie können sich über viele Aktivitäten informieren, 

die mit Engagement und Leidenschaft durchgeführt wurden, um hervorragende 

Antworten auf Innovationsfragen zu geben. Lernen Sie die Forscher mit ihren 

Themen, Projekten und Einrichtungen kennen und lassen Sie sich von den Highlights 

faszinieren. Vielleicht ergibt sich so eine neue Idee für ein Forschungsprojekt. 

Denn es ist klar: 

Wir betreiben keine 4500 Jahre alte Technik. Wir als Branche betreiben seit 

4500 Jahren Hightech! 

Ihr 

Dipl.-Ing. Marc-Oliver Arnold, 

Vorsitzender der Forschungsvereinigung Gießereitechnik e. V. 

GIESSEREI-SPECIAL 02/2017 3

INHALT 

max. Hauptspannung, 

MPa 

28 

Ungänzen und Festigkeit 

FOTO: IWM 

44 

Simulation 

FOTO: MAGMA GIESSEREITECHNOLOGIE/IWT-SOLUTIONS 

Untersuchter Querschnitt 

66 

Detektion von Einschlüssen 

FOTO: FRAUNHOFER IZFP 

PERSPEKTIVEN 

ZfP, Festigkeitsversuche und bruchmechanische 

Analysen lieferten die 

Basis für ein validiertes rechnerisches 

Konzept zur Bewertung des Einflusses 

von Ungänzen auf das Festigkeitsverhalten 

von Gussteilen. 

PERSPEKTIVEN 

Eine neue Methode zur Integration 

der Gießprozess-Simulation in den 

bruchmechanischen Nachweis wird 

am Beispiel eines Planetenträgers aus 

GJS-400 beschrieben. Sie führt zur 

Optimierung des Materialeinsatzes. 

PERSPEKTIVEN 

Mit Hilfe eines neuen, ultraschallbasierten 

Verfahrens lassen sich nichtmetallische 

Verunreinigungen in Aluminiumschmelzen 

hinreichend schnell und 

genau beurteilen. Erste Benchmarkversuche 

zeigten gute Ergebnisse. 

FOTO: SFB 1120 

86 Bauteilpräzision durch Beherrschung von Schmelze und Erstarrung 

PORTRÄT: Über die Arbeit des Sonderforschungsbereiches 1120. 

4 GIESSEREI-SPECIAL 02/2017

PERSPEKTIVEN 

18 Metallurgical coating to reduce graphite 

degeneration at the surface zone of compacted 

graphite iron castings 

Ugo C. Nwaogu, Wolfram Stets 

28 Zum Einfluss von herstellungsbedingten 

Ungänzen auf das Festigkeitsverhalten von 

Bauteilen aus Stahlguss 

Dieter Siegele, Peter Tempel, Christian Eichheimer, 

Majid Farajian, Ines Veile 

44 Gießprozess-Simulation und bruchmechanischer 

Nachweis – aktueller Stand und Ausblick 

Corinna Thomser, Peter Langenberg, Pawel 

Kucharczyk, Jörg C. Sturm 

54 Effect of porosity on mechanical properties of 

Al-castings 

Rüdiger Bähr, Heribert Stroppe 

58 MAGIT: Gasinjektionstechnologie auf dem Weg 

in die industrielle Anwendung im Druckguss 

Lothar H. Kallien, Wolfgang Kuchar, Marcel Op de Laak, 

Michael Haas 

66 Entwicklung eines ultraschallbasierten Messverfahrens 

zur Detektion von nichtmetallischen 

Einschlüssen in Aluminium-Schmelzen 

Friederike Feikus, Florian Funken, Andreas Bührig- 

Polaczek, Thomas Waschkies, Miriam Weikert-Müller, 

Andrea Reuther, Bernd Valeske 

RUBRIKEN 

3 Editorial 

6 Fokus 

86 Porträt 

103 Aktuelle Forschungsaktivitäten 

Trenn- und Schmierstoffe für den Druckguss 

Wir forschen 

für Ihren Erfolg. 

Über 50 Jahre Erfahrung, 

Ihr Wettbewerbsvorteil. 

Aktuelle Themen 

Minimalmengensprühen 

Strukturteilguss 

In Druckgießereien sind Trennund 

Schmierstoffe unverzichtbar. 

Ganz besonders bei der Produktion hochqualitativer 

Gussteile fällt ihnen eine 

Schlüsselrolle zu. Mit der einwandfreien 

Trenn- und Schmierwirkung unserer 

Trennex ® –Produkte schaffen wir eine wesentliche 

Voraussetzung für den störungsfreien 

Gießzyklus und sorgen für tadellose 

Gussteiloberflächen und saubere Formen. 

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FOKUS 

Offenporige Metallschäume mit hoher Steifigkeit 

FOTO UND GRAFIK: HOCHSCHULE PFORZHEIM 

Digitalmikroskopische Aufnahme des strukturellen Aufbaus eines offenporigen 

Metallschaums. 

> LEICHTBAU BW GMBH, HOCHSCHU- 

LE PFORZHEIM: Metallische Schaumstrukturen 

bieten vielversprechende 

Anwendungsmöglichkeiten und weisen 

allein schon durch ihre Struktur ein deutlich 

geringeres Gewicht auf als Festkörper 

(Bild oben). Durch die Kombination mit 

anderen Stoffen können maßgeschneiderte 

Materialien entwickelt werden, 

deren Eigenschaften und Verhalten ganz 

gezielt auf den jeweiligen Anwendungsfall 

abgestimmt werden können – von 

der Fahrzeugindustrie über den Maschinenbau 

bis zur Luft- und Raumfahrt, in 

der Energietechnik wie auch in der Biomedizin. 

Dies ist Gegenstand des neuen 

baden-württembergischen Forschungsprojekts 

und Verbundvorhabens „Innovative 

Schaumstrukturen für effizienten 

Leichtbau“ (InSeL). Ziel ist die Entwicklung 

von funktionsoptimierten Leichtbauwerkstoffen 

auf der Basis von offenporigen 

Schäumen für industrienahe Anwendungen. 

Zum Start des neuen Forschungsprojektes 

(InSeL) hat die Leichtbau BW 

GmbH/ThinKing das Projekt als Leichtbau-Lösung 

des Monats März 2017 ausgezeichnet. 

Im ganzheitlichen Ansatz werden die 

Forscher in den kommenden Jahren auf 

der Basis von offenporigen Metallschäumen 

eigenständige zelluläre Leichtbauwerkstoffe 

und Komposite mit inhärentem 

Stützgerüst entwickeln. Parallel dazu 

soll ein neues Verfahren umgesetzt werden, 

mit dem monodisperse Polymerschäume 

durch den Einsatz von Tensiden 

hergestellt werden können. Dieses Verfahren 

soll zur Substitution des spezifischen 

Herstellungsprozesses von Gussmodellen 

für die zellulären Leichtbaustrukturen 

dienen und in Verbindung 

mit dem Feingießverfahren auch eine 

genau definierte und reproduzierbare 

Schaumstruktur ermöglichen. 

Bei offenporigen Metallschäumen gibt 

es zwischen den einzelnen Zellen keine 

Trennwände mehr. Dadurch ist eine 

Durchlässigkeit für weitere Stoffe gewährleistet. 

Zudem kann die sehr große Oberfläche 

für funktionale Zwecke dienen, das 

heißt, dadurch lassen sich die interessanten 

mechanischen Eigenschaften des 

Metallschaums mit weiteren Eigenschaftsmerkmalen 

kombinieren. 

Im Rahmen von InSeL geht es nun darum, 

die Eigenschaftsprofile von Metallschäumen 

zu schärfen und auch zu verbessern. 

Dafür wird es mehrere Teilprojekte 

geben, wobei teilweise die 

metallischen Stege mit einer Zweitphase 

(z. B. in Form von leichten Keramiken) 

versehen werden sollen, um die Festigkeiten 

zu steigern, oder die nichtmetallische 

Phase (wobei es sich bei offenporigen 

Schäumen lediglich um Luft handelt) 

durch einen weiteren Werkstoff 

infiltriert wird (Bild unten). So kann man 

beispielsweise einen Matrixwerkstoff mit 

guten Dämpfungseigenschaften mit einer 

netzwerkartigen und hochfesten 

Stützstruktur vereinen. „Wir nehmen die 

offenporigen Metallschäume, wie sie bereits 

bekannt sind, modifizieren sie durch 

die Entwicklung neuer Verfahren, um 

Werkstoffkombinationen zu erzielen, die 

es – und eben auch genau im Bezug zum 

Thema Leichtbau – bislang so nicht gab“, 

so der Sprecher des Forschungsverbun- 

Prinzipschaubilder eines offenporigen Metallschaums (links), in Kombination mit einer dispersionshärtenden Zweitphase 

(Mitte) und in Form eines hybriden Metall-Matrix-Verbundes (rechts). 


des Prof. Dr. Norbert Jost von der Hochschule 

Pforzheim. „Das Potenzial und die 

Anwendungsvielfalt dieser neuen Werkstoffe 

scheint nahezu unerschöpflich“. 

Offenporige Metallschäume eignen 

sich durch die Kombination des Basismaterials 

in Verbindung mit ihrer Struktur 

für eine Vielzahl von Anwendungsgebieten, 

wozu neben den Bereichen der Wärme-/Kältetechnik 

und medizinischen 

Implantaten auch Stoß-/Crashabsorber 

und Strukturleichtbau zählen. Im Leichtbau 

liegt der Fokus darauf, die Steifigkeiten 

möglichst ohne zusätzlichen Materialaufwand 

effizient zu steigern und die 

Festigkeiten unter verschiedenen Belastungsmodi 

zu verbessern. 

In diesem Zusammenhang bieten offenporige 

Metallschäume vielversprechende 

Eigenschaften. Hervorzuheben 

sind dabei die sehr hohe spezifische Steifigkeit 

und Festigkeit. So werden z. B. bei 

identischer Belastung durch Druck und 

Biegung in Abhängigkeit der dadurch 

induzierten Dehnung, Gewichtseinsparungen 

von 50 % im Vergleich zu Festkörpern 

erzielt. Des Weiteren verfügen 

offenporige Metallschäume über ein 

ausgezeichnetes Dämpfungsverhalten. 

Im Rahmen des Forschungsprojekts 

haben sich die Hochschulen Pforzheim, 

Karlsruhe und Reutlingen mit dem 

Karlsruher Institut für Technologie, dem 

Naturwissenschaftlichen und Medizinischen 

Institut an der Universität Tübingen 

sowie dem Fraunhofer Institut für 

Chemische Technologie in Pfinztal zusammengeschlossen. 

Dieser Forschungsverbund 

um das InSeL-Projekt 

wird als Zentrum für angewandte Forschung 

(ZAFH) mit bis zu 1,5 Mio. Euro 

durch das Land Baden-Württemberg und 

Strukturfondsmittel der Europäischen 

Union gefördert. 

Geplant ist eine mittelfristige Umsetzung 

der entwickelten Leichtbauwerkstoffe 

an gezielten industrienahen Anwendungen 

sowie die Anwendung der 

entwickelten monodispersen Polymerschäume 

als formgebende Ursprungsmodelle 

für die zellulären metallischen 

Werkstoffverbunde. Interessierte Unternehmen, 

die sich gerne im Projekt einbringen 

wollen, sind ausdrücklich erwünscht. 

Um die Marktpotenziale und Fertigungsmöglichkeiten 

der neuen Werkstoffe 

anwendungsnah weiterzuentwickeln, 

beteiligen sich auch zahlreiche Unternehmen 

an dem Vorhaben, darunter die Indutherm 

Gießtechnologie GmbH, Walzbachtal, 

die Tinnit GmbH und die BTE 

GmbH, Karlsruhe, sowie die Mayser 

GmbH, Lindenberg, und die cirp GmbH, 

Heimsheim. Der stetige Austausch zwischen 

Theorie und Praxis wird in dem 

Projekt auch durch die Landesagentur 

für Leichtbau Baden-Württemberg sowie 

die Industrie- und Handelskammern 

Nordschwarzwald und Karlsruhe begleitet. 

Nach dem Projektauftakt ist einmal 

jährlich ein öffentliches InSeL-Symposium 

mit Fachvorträgen aller Arbeitsgruppen 

und ausgewählten themenspezifischen 

Gastvorträgen geplant. 

www.leichtbau-bw.de 

www.hs-pforzheim.de 

ALLES AUS EINER HAND 

FÜR DEN DRUCKGUSS 

Die LUBRODAL-Spezialschmierstoffe von FUCHS LUBRITECH 

bieten das komplette Sortiment hochwertiger Trenn-, Schmierund 

Hilfsstoffe. Ein engagiertes Team von Fachleuten berät Sie 

gern bei Auswahl und Applikation unserer Produkte. 

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FOKUS 

Alexander Hackert (l.) 

und Tristan Timmel 

mit dem neuen 

Leichtbaurad. 

FOTO: RICO WELZEL 

Leichtes Pkw-Rad dank Al-Schaum 

> TECHNISCHE UNIVERSITÄT CHEM- 

NITZ: Wissenschaftlerinnen und Wissenschaftler 

des Bundesexzellenzclusters 

„MERGE: Technologiefusion für multifunktionale 

Leichtbaustrukturen“ an der 

Technischen Universität Chemnitz haben 

gemeinsam mit den Partnern des Fraunhofer-Instituts 

für Werkzeugmaschinen 

und Umformtechnik (IWU) einen Leichtbauerfolg 

mit großer Bedeutung für den 

Automobilbau der Zukunft erzielt: Sie 

reduzierten das Gewicht eines Pkw-Rades 

durch den Einsatz von neuartigen Materialien 

und Strukturen um mehr als die 

Hälfte. Im Vergleich zu einem Referenzrad 

aus Stahl, welches etwa 6,8 kg auf die 

Waage bringt, wiegt das neue Leichtbaurad 

aus Chemnitz nur noch 3,02 kg. 

Das dreiteilige Rad besitzt eine Sandwich-Radscheibe 

aus einem Aluminiumschaumkern 

und Deckschichten aus 

thermoplastischen Faser-Kunststoff-Verbunden. 

Dieses Sandwichdesign nutzt 

gezielt die Vorteile der eingesetzten 

Werkstoffe. Vor allem im Automobilbau 

finden derartige Multi-Material-Bauweisen 

verstärkt Anwendung. So lassen sich 

beispielsweise das Gewicht und damit 

auch der Schadstoffausstoß von Kraftfahrzeugen 

durch die Kombination neuer 

Verfahrenstechnologien und intelligenter 

Materialsysteme reduzieren. 

Die Verbindung von thermoplastischen 

Faser-Kunststoffen mit Metallschäumen 

bietet besondere Leichtbaupotenziale 

vor allem in der Großserie, 

weiß Alexander Hackert (Bild oben), 

Wissenschaftlicher Mitarbeiter im Bundesexzellenzcluster 

MERGE. „Hochporöse, 

metallische Schäume wie Aluminiumschaum 

besitzen sehr gute mechanische 

Eigenschaften bei niedriger Dichte und 

zugleich ein enormes Energieabsorptionsvermögen, 

was zu einem erhöhten 

Komfort insbesondere bei Kurvenfahrten 

beiträgt. Dabei haben sie außerdem eine 

ausgeprägte Schadenstoleranz“, so 

Hackert. 

Der spezielle Kernverbund macht die 

Radscheibe des Pkw-Rades enorm steif 

und gleichzeitig leicht. Der Aluminiumschaumkern 

weist eine hauchdünne, 

geschlossene Außenseite auf, die dazu 

dient, ein optimales Interface zu den kohlenstofffaserverstärkten 

Deckschichten 

bereitzustellen. Zusätzlich wird eine Pufferschicht 

mit Glasfaserverstärkung zur 

Harmonisierung des Steifigkeitssprunges 

zwischen Aluminiumschaum und den 

kohlenstofffaserverstärkten Deckschichten 

eingebracht. Durch eine drastische 

Druckerhöhung bei der Herstellung in 

thermischen Pressverfahren werden zudem 

die thermisch induzierten Eigenspannungen 

im Bauteil eingefroren, was 

zu einer Verbesserung der Leistungsfähigkeit 

beitrage, da die hochbelasteten 

Bereiche des Rades bereits vorgespannt 

sind, so Hackert. 

Durch die Verringerung der ungefederten 

Massen konnten die Wissenschaftler 

außerdem eine Verbesserung der 

Fahreigenschaften erreichen. Das Fahrzeug 

wird agiler und es verändert sein 

Verhalten, wenn der Fahrer auf die Bremse 

tritt: Es kommt schneller zum Stehen. 

„Für den Einsatz im Straßenverkehr sind 

besondere Normen und Vorschriften zu 

beachten, denn die Sicherheit für die 

Fahrzeuginsassen und andere Verkehrsteilnehmer 

muss in jedem Fall gewährleistet 

sein“, so Hackert. „Auch versehentliche 

Bordsteinüberfahrten oder das 

Durchfahren von Schlaglöchern müssen 

von einem Rad problemlos gemeistert 

werden“. 

Umfangreiche Prüfungen des Sandwichverbundes 

sowie komplexe Bauteilsimulationen 

haben gezeigt, dass dieses 

Konstruktionsprinzip auch skalierbar für 

viele andere Anwendungen ist. 

Das Team um Alexander Hackert konnte 

die Entwicklung des Leichtbaurades 

schutzrechtlich als Gebrauchsmuster 

anmelden und als Patentschrift durch das 

Deutsche Patent- und Markenamt vorlegen 

(DE 20 2014 005 111 U1, DE 10 2014 

009 180 A1). Als Prototyp der Radfelge 

bündelt die Chemnitzer Entwicklung 

Erkenntnisse aus den Voruntersuchungen 

und Prüfungen zur Bauteilsimulation und 

dient nun der Weiterentwicklung bis hin 

zum konkreten Serienbauteil. Die Forscher 

zeigen sich zuversichtlich, dass 

Automobilhersteller zur Entwicklung 

neuer mobiler Lösungen neben alternativen 

Konzepten wie Elektro- und Wasserstoffantrieb 

auch auf die leichte Felge 

made in Chemnitz zurückgreifen werden. 

www.leichtbau.tu-chemnitz.de 


Neuartige Laserprozesse für den innovativen Leichtbau 

> Fraunhofer IWS: Der Leichtbau ist 

eines der progressivsten Forschungsfelder 

für die Bewältigung der Energiewende 

sowie die Reduzierung von CO 2 

-Emissionen. 

Innovative Materialien, wie beispielsweise 

metallische Schäume oder 

kohlenstoff- und glasfaserverstärke 

Kunststoffe, liefern ihren Beitrag zur erfolgreichen 

Umsetzung der von der Bundesregierung 

gesteckten Ziele. Das 

Fraunhofer-Institut für Werkstoff- und 

Strahltechnik IWS, Dresden, forscht seit 

vielen Jahren auf diesem Gebiet, um zukunftsträchtige 

sowie bezahlbare Lösungen 

für Industrie- und Forschungspartner 

zu gewährleisten. Dazu zählt auch das 

Trennen dieser Materialien mittels Remote-Laserstrahlschneiden. 

Das Remote- 

Laserstrahlschneiden von Verbundwerkstoffen 

ermöglicht die Kombination von 

hocheffizientem Trennprozess mit sehr 

guter Schnittkantenqualität. 

Metallische Schäume sind das ideale 

Ausgangsmaterial für innovativen Leichtbau. 

Sie sind leicht und gleichzeitig stabil, 

haben ein hohes Oberfläche-Volumen- 

Verhältnis und absorbieren Energie und 

Schall nahezu optimal. In verschiedenen 

industriellen Anwendungen wie der Batterietechnik, 

in Wärmetauschern und 

Filtersystemen kommen sie bereits zum 

Remote laserstrahlgeschnittener Metallschaum aus Aluminium (links) sowie Stahl 

(rechts). 

Einsatz. Das kostengünstige Trennen in 

definierte geometrische Formen ist verarbeitungstechnisch 

bisher die größte 

Herausforderung. 

Die Forscher des Fraunhofer IWS stellten 

sich dieser Aufgabe mit beachtlichem 

Erfolg. So können beim Konfektionieren 

von offenporigen Metallschäumen beeindruckende 

Ergebnisse hinsichtlich 

Schneidgeschwindigkeit und -qualität 

erzielt werden (Bild oben). In der Metallschaumbearbeitung 

werden Prozessgeschwindigkeiten 

von bis zu 300 m/min 

im Konturschnitt sowie bei möglichen 

Materialdicken von bis zu 20 mm realisiert. 

Die dabei erreichten Bauteiltoleranzen 

von nur ±30 µm ermöglichen es, filigrane 

Geometrien mit einer Wanddicke 

von wenigen hundert Mikrometer zu 

erzeugen. Den Wissenschaftlern stehen 

dafür am Fraunhofer IWS die neusten 

Laserstrahlquellen unterschiedlicher Wellenlänge, 

Leistung und Strahlqualität 

sowie kommerzielle Bearbeitungsoptiken 

zur Verfügung. 

www.iws.fraunhofer.de 

FOTO: FRAUNHOFER IWS DRESDEN 

Lust auf ‘ne Neue... 

DRUCKGUSS

FOKUS 

Smarte Entwicklung und Fertigung durch den „Digital Twin“ 

> FEINGUSS BLANK: Beim Feingießen 

lassen sich dank Simulation deutliche 

Verbesserungs- und Einsparpotenziale 

realisieren – noch bevor das Bauteil in die 

Produktion geht. Mit dem „Digital Twin 

by Feinguss Blank“ ist es jetzt möglich, 

die wesentlichen Schritte der Fertigung 

zu simulieren, auf diese Weise Schwachstellen 

zu erkennen und bereits vor der 

eigentlichen Produktion zu beseitigen. 

Ist die Geometrie des Feingussteils für 

den Einsatzzweck optimal? Ist das ausgewählte 

Material das Richtige? Kann Material 

eingespart werden? Wie können die 

Teile am wirtschaftlichsten gefertigt werden? 

Wie kann gemeinsam der Kundennutzen 

erhöht werden? Auf diese Fragen 

kann das Team der Feinguss Blank GmbH, 

Riedlingen, frühzeitig im Entwicklungsprozess 

Antworten geben. Der „Digital 

Twin by Feinguss Blank“ ist dabei der 

Schlüssel zu nachhaltigem Kundennutzen. 

Im Rahmen des „Digital Twins“ sind 

verschiedene Simulationen möglich (siehe 

Bild rechts). Dazu zählen Werkstoffsimulation, 

FEM-Berechnung, Gieß- und 

Erstarrungssimulation sowie Topologieoptimierung. 

Ausgehend von den 

3-D-Daten des Kunden ist die Entwicklungskette 

somit komplett digital. Die 

gewonnenen Erkenntnisse aus den unterschiedlichen 

Design- und Prototypenphasen 

ermöglichen später in der Serie 

eine optimale, auf den Kunden zugeschnittene 

Fertigung. 

Nach der erfolgreichen Teile- und Prozessoptimierung 

lässt sich mit Unterstützung 

additiver Fertigungsverfahren jeder 

einzelne Fertigungsschritt schon vor einer 

kostenintensiven Werkzeugbestellung 

und Musterfertigung nachbilden. Feinguss 

Blank hat dabei mehrere Verfahren 

in petto, etwa für die schnelle Herstellung 

kostengünstiger Prototypen: Additiv gefertigte 

Wachsteile für das Feingießverfahren 

ermöglichen es, erste Vorserienteile 

abzubilden. Im Angebot sind auch 

Frästeile aus Metall und Wachs für erste 

Versuche im Fertigungs- und Einsatzprozess. 

Last but not least produziert das 

Unternehmen auch additiv gefertigte 

Prototypen aus Metall beispielsweise mit 

dem SLS (Selektives Lasersintern)-Verfahren. 

Damit wird das eigentliche Bauteil 

schon vor dessen Realisierung im Hinblick 

auf Prozessfähigkeit und Kostenstruktur 

optimiert und verbessert. 

Oben: Die Simulationen des „Digital Twin by Feinguss Blank“ im Überblick, unten: 

FEM-Simulation. 

Im Feingießverfahren sind mithilfe der 

Erkenntnisse des „Digital Twins“ unter 

anderem eine Gewichtsoptimierung und 

somit eine Reduzierung der Material- und 

Prozesskosten möglich. Realisiert werden 

können auch komplexe Geometrien oder 

Lösungen mit schwierig zu verarbeitenden 

Werkstoffen. 

Grundsätzlich gestaltet sich der Prozess 

durch das Erkennen und die Nutzung 

von Einsparpotenzialen attraktiver und 

wirtschaftlicher. Weitere Vorteile sind die 

Reduzierung des Bearbeitungsaufwandes 

durch intelligenten Leichtbau, die Minimierung 

der Entwicklungszeiten sowie 

die Verringerung von Serienanlaufkosten. 

Die Vorteile des „Digital Twins“ liegen 

somit auf der Hand: Es können verschiedene 

Varianten ausgetestet und die bestmögliche 

ausgewählt werden. Neben der 

Kosteneinsparung erhält der Kunde zudem 

Planungssicherheit. 

www.feinguss-blank.de 

Möchten Sie, dass wir Ihre Presseinformationen 

für unsere Rubrik 

Fokus berücksichtigen? 

Dann schicken Sie Ihre Meldungen 

bitte an: redaktion@bdguss.de 

GRAFIK: FEINGUSS BLANK 


...innovative & 

leistungsstarke 

FOTO: FRAUNHOFER IPM 

Bauteil-Rückverfolgung per 

Fingerabdruck 

Das Fraunhofer IPM hat mit 

„Track & Trace Fingerprint“ ein 

markerfreies System zur Rückverfolgung 

von Massenbauteilen 

entwickelt. 

Tradition 

& Vision 

> FRAUNHOFER IPM: Stark vernetzte 

Fertigungsketten, Kostenfragen und 

technische Umsetzbarkeit erschweren 

in der Massenproduktion die Rückverfolgung 

einzelner Komponenten. Für die 

Produktions- und Prozessoptimierung 

sind effiziente „Track & Trace“-Lösungen 

jedoch eine wichtige Voraussetzung – 

vor allem im Kontext von Industrie 4.0. 

Bei hochpreisigen Komponenten 

werden RFID-Etiketten, DataMatrix-Codes 

oder auch chemische Marker 

zur Identifizierung eingesetzt. Eine lückenlose 

Rückverfolgbarkeit von Bauteilen 

und Produktionshistorien ist jedoch 

auch in der Massenproduktion 

sinnvoll, denn einmal verbaut können 

auch die kleinsten und auf den ersten 

Blick unscheinbarsten Teile die Qualität 

eines kom plexen und teuren Endprodukts 

beeinträchtigen. Etiketten oder 

spezielle Markierungen erweisen sich 

hierbei jedoch oftmals als zu teuer oder 

technisch nicht realisierbar 

Das Fraunhofer-Institut für Physikalische 

Messtechnik IPM in Freiburg hat 

daher mit „Track & Trace Fingerprint“ 

ein markerfreies System zur Rückverfolgung 

von Massenbauteilen entwickelt, 

das die individuelle Wiedererkennung 

und Authentifizierung einzelner Komponenten 

ermöglicht. 

Die neue Fraunhofer-Technologie 

nutzt die individuell ausgeprägte Mikrostruktur 

der Oberflächen von Bauteilen 

und Halbzeugen. Zunächst wird 

ein ausgewählter Bereich des Bauteils 

mit all seinen spezifischen Strukturen 

und deren Position mit einer Industrie-Kamera 

hochaufgelöst aufgenommen. 

Aus dem Bild wird eine charakteristische 

Bitfolge – der „Fingerprint“ – 

errechnet und einer individuellen ID 

zugeordnet. Diese Paarung wird in einer 

Datenbank hinterlegt. Die ID kann dann 

mit weiteren Informationen wie Messoder 

Herstellungsdaten verknüpft werden. 

Für eine spätere Identifizierung des 

Bauteils wird der Vorgang einfach wiederholt 

– ein Datenabgleich nach der 

Bildaufnahme liefert zuverlässig und 

fehlerfrei den entsprechenden Fingerprint-Code 

und somit weitere individuelle 

Merkmale des Bauteils (Bild oben). 

Diese Art der markierungsfreien 

Rückverfolgung eignet sich für eine 

große Bandbreite an Materialien – von 

glatten Kunststoffen über Aluminiumund 

Eisenguss bis hin zu lackierten 

Oberflächen. Der neue Ansatz ist nach 

Einschätzung der Entwickler im Hinblick 

auf Massenbauteile effizient, praxistauglich 

und kostensparend: „Der stochastische 

Fingerabdruck eines Bauteils lässt 

sich auch bei Losgrößen von mehreren 

100 000 Stück im Sekundentakt eindeutig 

identifizieren – dies ermöglicht eine 

Zuordnung von bauteilbezogenen Daten 

im Produktionstakt. Da keine zusätzlichen 

Marker oder IDs am Produkt 

angebracht werden, ist dieses System 

nicht nur fälschungssicher, sondern 

auch sehr ökonomisch realisierbar – es 

fallen schließlich keine stückzahlabhängigen 

Kosten an.“ Die robuste Objekterkennung 

funktioniert durch die große 

Zahl möglicher Messpunkte zuverlässig 

auch bei Störeinflüssen wie Verunreinigungen 

oder Kratzern. 

Eine vollständige und markierungsfreie 

Rückverfolgbarkeit über den gesamten 

Herstellungsprozess schafft 

einen spürbaren Mehrwert, gerade in 

Branchen mit hohen Qualitätsstandards 

wie etwa der Automobilindustrie oder 

der Medizintechnik. Wenn produzierende 

Unternehmen auch kleinste Schlüsselkomponenten 

in der Massenproduktion 

rasch und zweifelsfrei zurückverfolgen 

können, trägt dies zur 

Optimierung ihrer Prozesse bei – beispielsweise 

bei der Verbesserung von 

Produktions- und Montageabläufen, bei 

eventuell notwendigen Rückrufaktionen 

oder beim Recycling. 

Einen ersten Prototyp des neuen Verfahrens 

hat das Fraunhofer IPM im 

Rahmen des Projekts „Track4Quality“ 

bereits im Einsatz. Zudem wird in der 

zweiten Jahreshälfte 2017 bei einem 

Partner aus der Automobilzulieferindustrie 

eine Pilotinstallation in Betrieb genommen. 

 

www.ipm.fraunhofer.de/ 

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Stand 7A-529 

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Wir sind zertifiziert nach ISO 9001

FOKUS 

Belastungsorientierte Werkstoffcharakterisierung zur 

ganzheitlichen Bauteilentwicklung 

> TU CLAUSTHAL: Produktentwicklungen 

sind der Maxime leichter, schneller 

und kostengünstiger ausgesetzt. Diesem 

Wettbewerb müssen sich auch Gussbauteile 

gegenüber vielen alternativ gefertigten 

Bauteilen stellen können. 

Zur Entwicklung einer optimalen, belastungsorientierten 

Bauteilgeometrie 

müssen Design, Werkstoff und Fertigungsprozess 

bereits in einem frühen 

Entwicklungsstadium aufeinander abgestimmt 

werden. Sowohl der Werkstoff als 

auch fertigungsbedingte Gefügedefekte, 

wie Seigerungen, Entartungen von Ausscheidungsmorphologien 

oder Porosität, 

beeinflussen die Belastbarkeit der Bauteile 

entscheidend. Jedoch reicht für eine 

realitätsnahe Prüfung ein einfacher Zugversuch 

nicht mehr aus. Insbesondere 

dann, wenn Komponenten im späteren 

Betrieb hohen dynamischen Belastungen 

ausgesetzt sind und der mögliche Ausfall 

überproportional hohe Kosten mit sich 

bringt, sind Schwingfestigkeitsuntersuchungen 

im Dauer- und Zeitfestigkeitsgebiet 

und Lebensdauerabschätzungen 

unabdingbar geworden. 

Die Einflüsse verschiedener Fertigungsaspekte 

und damit der resultierenden 

Gefüge und Ungänzen auf die Wechselfestigkeit 

sind nur unzureichend bekannt, 

Die neue Magnetresonanzprüfmaschine zur Erfassung der 

Dauer- und Zeitfestigkeit von Gussteilen. 

sodass oft höhere 

Wanddicken als notwendig 

konstruiert 

werden oder Konstrukteure 

zu alternativen 

Fertigungsverfahren 

als Gießen greifen. 

Die Integration einer 

belastungsorientierten 

Werkstoffprüfung 

in die Legierungsentwicklung 

ist Teil des 

Konzeptes zur Entwicklung 

neuartiger Materialien 

und Prozesse für 

wettbewerbsfähige 

Produkte. Die eigens 

dafür angeschaffte Magnetresonanzprüfmaschine 

(Bild rechts) erweitert 

die Möglichkeiten 

der Abteilung für Gießereitechnik an 

der TU Clausthal in diesem Themenfeld 

und ermöglicht die Prüfung von Werkstoffen 

sowohl im Bereich der Dauer-, als auch 

Zeitfestigkeit. Die bewusste Entscheidung 

zur Verwendung der Magnetresonanztechnik 

ist durch den Anspruch an nachhaltige 

Versuchsanlagen geprägt, die sich 

in diesem Fall durch physikalisch bedingt 

extrem niedrige Betriebs- und Wartungskosten 

auszeichnet sowie einige Vorteile 

hinsichtlich der Arbeitsplatzgestaltung 

liefert. 

Aktuell wird die Anlage zur Weiterentwicklung 

verschiedener Sphärogusslegierungen 

verwendet, wobei ein stärkerer 

Einsatz auch für Aluminium- und 

Stahlgusslegierungen fokussiert wird. 

 

www.tu-clausthal.de 

FOTO: TU CLAUSTHAL 

Messen ohne Schwerkraft 

> BAM: Im April dieses Jahres startete die 

unbemannte Höhenforschungsrakete 

MAXUS-9 von einem nordschwedischen 

Raketenstartplatz zu einem Kurzflug. In 

den rund 12 min der Schwerelosigkeit 

wurden fünf wissenschaftliche Experimente 

durchgeführt, drei davon unter 

deutscher Leitung. An einem der Experimente 

war die Bundesanstalt für Materialforschung 

und -prüfung (BAM) maßgeblich 

beteiligt. 

Die BAM untersucht zusammen mit 

ihren Forschungspartnern werkstoffwissenschaftliche 

Phänomene in Metallschmelzen 

in der Schwerelosigkeit. Dabei 

sollen mit Hilfe der Röntgenradiografie 

Erkenntnisse über metallurgische Prozesse 

in Metallschmelzen in situ gewonnen 

werden. 

Laut Aussagen der BAM sei es wichtig, 

die Störgröße Schwerkraft auszuschlie ßen, 

weil nur so Referenzdaten für Diffusionskoeffizienten 

gemessen werden können. 

Die Messungen wurden an geschmolzenen 

Legierungen aus Germanium-Silizium 

und Aluminium-Titan durchgeführt. 

Die Wissenschaftler konnten während des 

Raketenfluges live über Monitore in Echtzeit 

beobachten, wie sich Metallschmelzen 

ohne den störenden Beitrag von Auftriebskonvektion 

„rein diffusiv“ vermischten. Die 

Auftriebskonvektion tritt in Gasen oder 

Flüssigkeiten unter Einwirkung der 

Schwerkraft auf: Leichte Moleküle steigen 

nach oben, schwere sinken nach unten. 

Die wissenschaftliche Herausforderung 

im Experiment bestand darin, die Diffusion, 

also die Vermischung, ohne Einfluss 

der Auftriebskonvektion zu beobachten. 

Von den Ergebnissen des Experiments 

erhoffen sich die Forscher detaillierte Einsichten 

in die Grundlagen von Erstarrungsvorgängen 

in Metalllegierungen. Mit diesen 

Erkenntnissen können Modelle verbessert 

werden, die heutige 

Simulationsprogramme z. B. für die Vorausberechnung 

der Mikrostrukturbildung 

beim Erstarren verwenden. Das Experiment 

fand im Rahmen des Projekts „In situ 

X-ray monitoring of advanced metallurgical 

processes under microgravity and 

terrestrial conditions (XRMON)“ statt, in 

dem Forschungseinrichtungen und Industriepartner 

aus sechs euro päischen Ländern 

zusammenarbeiten und das von der 

europäischen Weltraumorganisation ESA 

gefördert wird. 

www.bam.de 


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FOKUS 

GRAFIK: GF/ETH ZÜRICH 

Reisen in der Röhre 

> GEORG FISCHER: Mit seinem Hyperloop-Konzept 

will Tesla- und SpaceX- 

Gründer Elon Musk ein neues Transportsystem 

schaffen. Personen und Waren 

sollen in einer Vakuumröhre in Kapseln 

(Pods) mit einer Geschwindigkeit von bis 

zu 1200 km/h befördert werden (Bild 

oben). Um die Entwicklung der Technologie 

voranzutreiben, hat SpaceX einen 

Das Hyperloop-Projekt. 

globalen Wettbewerb für Universitäten 

lanciert. Mit dabei ist auch das Swissloop- 

Team der ETH Zürich. 

Das Swissloop-Team baut eine Transportkapsel 

für das von Elon Musk präsentierte 

Hyperloop-Projekt. Als Hauptsponsorin 

unterstützt GF Automotive (eine 

Division von GF in Schaffhausen, Schweiz) 

das Team unter anderem mit der Entwicklung 

und Fertigung eines Aluminium-Leichtbauteils 

für das Fahr werk der 

Transportkapsel. GF Automotive ist Entwicklungspartnerin 

und Herstellerin gegossener 

Leichtbau-Komponenten und 

Systeme aus Aluminium, Magnesium und 

Eisen für die Fahrzeugindustrie und für 

den globalen Industrie- und Konsumgütermarkt. 

www.gfau.com 

Schwere Bauteile genau positionieren 

> LEIBNIZ UNIVERSITÄT HANNOVER: 

Damit tonnenschwere Bauteile, wie sie z. 

B. in Windenergieanlagen vorkommen, 

in den vorgegebenen engen Fertigungstoleranzen 

hergestellt werden können, 

werden sie in der Regel vor der Bearbeitung 

in den Bearbeitungsmaschinen 

manuell ausgerichtet – mit Hammer und 

Stellschrauben. Das ist zeitaufwendig, 

blockiert wertvolle Maschinenzeit und 

ist damit optimierungsbedürftig. 

In einem Forschungsprojekt hat Maik 

Bergmeier, Ingenieurwissenschaftler am 

Institut für Fertigungstechnik und Werkzeugmaschinen 

(IFW) am Produktionstechnischen 

Zentrum Hannover (PZH) der 

Leibniz Universität, nun gemeinsam mit 

Partnern von Siemens (Hersteller von 

Flender-Großgetrieben) und Roemheld 

(Hersteller von Spannsystemen und 

Spanntechnik) den Prototypen eines Mikrostellsystems 

entwickelt, das die Positionierung 

solch schwerer Bauteile mit 

Hilfe einer piezohydraulischen Pumpe 

realisiert – und zwar in vier Freiheitsgraden. 

„3-Achs-Maschinen können den Taumel- 

und Exzenterfehler bei der Bauteilausrichtung 

nicht kompensieren“, erklärt 

Bergmeier die Ausgangssituation. „Unser 

Mikrostellsystem lässt sich aber wie ein 

Aufnahmetisch in die Maschine einbauen 

und kann auch schwere Lasten bis zu 4,7 t 

mit einer Genauigkeit von 8 mm positionieren 

und dabei sowohl Taumel- als auch 

Exzenterfehler ausgleichen.“ Eine besondere 

Rolle spielt dabei die piezoaktorische 

Pumpe, die für die hohe Genauigkeit 

sorgt. Sie bewegt Kleinstmengen an Fluid 

für die mikrometergenaue Positionierung 

und basiert auf einem früheren 

Forschungsprojekt am IFW. 

Eine zentrale Voraussetzung für den 

Einsatz des Systems im Unternehmen ist 

eine hohe rotationssymmetrische Steifigkeit 

während der Fertigung. Bergmeier 

konnte sie in einem Test u. a. an einem 

2-t-Gestell in einem Profilschleifprozess 

nachweisen. In weiteren Schritten wird 

nun die Praxistauglichkeit des Systems 

verbessert, anschließend wird es testweise 

in der Produktion eingesetzt. 

Das Projekt wurde unter dem Namen 

„Piezohydraulisches Mikrostellsystem als 

Einrichthilfe für Großbauteile“ von der 

Deutschen Forschungsgemeinschaft gefördert 

und von den Firmen Siemens und 

Roemheld als Anwendungspartner und 

Hydraulikkomponentenhersteller begleitet. 

www.ifw.uni-hannover.de 


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FOKUS 

800 000 Euro für Forschung an Hochentropie-Legierungen 

FOTO UND GRAFIK: FRITZ KÖRMANN, MPIE 

Dr. Fritz Körmann, Projektgruppenleiter 

am Max-Planck-Institut für Eisenforschung. 

> MAX-PLANCK-INSTITUT FÜR EISEN- 

FORSCHUNG: Die Niederländische Forschungsorganisation 

(NWO) unterstützt 

die Arbeit von Dr. Fritz Körmann (Bild 

oben), Physiker in der Abteilung „Computergestütztes 

Materialdesign“ am 

Max-Planck-Institut für Eisenforschung 

(MPIE), Düsseldorf, und an der Technischen 

Universität Delft, mit 800 000 Euro 

über fünf Jahre. Mit dieser Förderung wird 

der Wissenschaftler seine eigene Forschungsgruppe 

in den Niederlanden 

aufbauen. 

In seinem Forschungsvorhaben widmet 

sich Körmann einer speziellen und 

relativ neu entdeckten Klasse von Metallen, 

sogenannten Hochentropie-Legierungen. 

Solche Legierungen, die aus 

gleichen Anteilen von fünf oder mehr 

verschiedenen Elementen bestehen, 

zeichnen sich teils durch extreme Festigkeit, 

teils durch besondere magnetische 

oder elektrische Eigenschaften aus. Während 

sich gängige Legierungssysteme aus 

ein bis zwei Hauptelementen zusammensetzen, 

ergibt sich nun eine schier unendlich 

große Anzahl an Kombinationsmöglichkeiten 

mit unterschiedlichen Eigenschaften. 

Bisher wurden mit 

herkömmlichen Methoden bereits mehr 

als 300 Hochentropie-Legierungen unter 

Anwendung von 30 Elementen entwickelt. 

Fügt man ein weiteres Element 

hinzu oder verzichtet auf eins, verändert 

dies wiederum die Eigenschaften des 

Gesamtmaterials. Um Hochentropie-Legierungen 

gezielt zu entwickeln und an 

technologische Anwendungen zum Beispiel 

für Turbinen oder für die Kälteindustrie 

anzupassen, wird der junge Physiker 

mittels Computersimulationen eine Methode 

entwickeln, die die verschiedenen 

sinnvollen Elementkombinationen und 

-mengen vorhersagen kann. Das Besondere 

an dieser Methode wird sein, dass 

sie ohne jegliche Parameter auskommt 

(fachlich: ab initio). Eine parameterfreie 

Simulation stützt sich nicht auf vorher 

experimentell generierte Daten, sondern 

beruht auf den Gesetzen der Quantenmechanik 

(Bild unten). Dadurch wird es 

möglich sein, maßgeschneiderte Hochentropie-Legierungen 

für technologische 

Anwendungen mit möglichst geringem 

experimentellen Aufwand zu entwickeln 

und somit Zeit und Kosten zu sparen. 

Zudem ermöglicht dieses methodische 

Vorgehen den Zusammenhang zwischen 

der chemischen Zusammensetzung und 

den resultierenden Eigenschaften besser 

zu verstehen. 

Fritz Körmann studierte Physik an der 

RWTH Aachen und an der Berliner Humboldt-Universität. 

Seine Doktorarbeit befasste 

sich mit der Untersuchung magnetischer 

Systeme mittels Methoden der 

Thermodynamik, welche er an der Universität 

Paderborn und dem Max-Planck-Institut 

für Eisenforschung 2011 abschloss. 

Bis 2015 war er Postdoktorand am MPIE. 

Von 2015 bis 2017 war er weiterhin dort 

Gastwissenschaftler, arbeitete aber vornehmlich 

an der Technischen Universität 

Delft. Dort wurde seine Forschung bereits 

von der Deutschen Forschungsgemeinschaft 

gefördert. Seit 2017 ist er Leiter 

einer Projektgruppe am MPIE. Neben Preisen 

für wissenschaftliche Publikationen 

und Poster, gewann Körmann 2012 ein 

Stipendium für einen dreimonatigen Aufenthalt 

an der Universität Kalifornien, USA, 

und ebenfalls 2012 die Otto-Hahn-Medaille, 

eine Auszeichnung für hervorragende 

Doktorarbeiten der Max-Planck-Gesellschaft. 

Das Max-Planck-Institut für Eisenforschung 

GmbH (MPIE) betreibt Grundlagenforschung 

an Hochleistungsmaterialien, 

insbesondere metallischen Legierungen 

und verwandten Werkstoffen. Das 

Ziel ist einen Fortschritt in den Gebieten 

Mobilität, Energie, Infrastruktur, Medizin 

und Sicherheit zu erreichen. Das MPIE 

wird von der Max-Planck-Gesellschaft und 

dem Stahlinstitut VDEh finanziert. Auf 

diese Weise verbinden sich erkenntnisorientierte 

Grundlagenforschung mit 

innovativen, anwendungsrelevanten 

Entwicklungen und Prozesstechnologien. 

www.mpi.de 

Simulation der lokalen chemischen Zusammensetzung in einer Hochentropie- 

Legierung, bestehend aus vier verschiedenen Elementen (entsprechend den vier 

Farben). Die Materialeigenschaften der Legierung werden durch die sich einstellende 

chemische Zusammensetzung beeinflusst. 


FOTO: FRAUNHOFER LBF 

Preiswürdige Betriebsfestigkeitsforschung: Burkhard Bertemes (links) gratuliert Dr. Steffen Schönborn vom Fraunhofer LBF zur Auszeichnung 

mit dem Instron-Award. 

Dr. Steffen Schönborn mit Instron-Award ausgezeichnet 

> FRAUNHOFER LBF: Steffen Schönborn 

(Bild oben), Wissenschaftler am Fraunhofer-Institut 

für Betriebsfestigkeit und Systemzuverlässigkeit 

LBF, Darm stadt, wurde 

für seine Dissertation zum Thema „Zur 

Bemessung von zyklisch innendruckbeanspruchten 

Bauteilen aus Gusseisenwerkstoffen 

mit Kerbgrundkonzepten“ (Kurzfassung 

in GIESSEREI-Special Forschung 

und Innovation (2016), [Nr. 1], S. 131) mit 

dem Instron-Award ausgezeichnet. Die 

Auszeichnung wurde anlässlich des fünften 

„Symposiums on Structural Durability“, 

das im Mai dieses Jahres in Darmstadt 

stattfand, vom Darmstädter Unternehmen 

Instron vergeben und ist mit einem Preisgeld 

von 5000 Euro dotiert. 

Ziel der ausgezeichneten Arbeit war 

es, das Schwingfestigkeitspotenzial der 

höherfesten Eisengusslegierungen Sibo- 

Dur 700-10 und MADI im Vergleich zum 

etablierten EN-GJS-500-7 (insbesondere 

ihre Eignung für innendruckbeanspruchte 

Bauteile mit dem Kerbdetail Bohrungsverschneidung) 

zu untersuchen. 

Bei der Preisübergabe hob Burkhard 

Bertemes, Leiter des „Innovation Department“ 

bei Instron, hervor: „Unter den 

vielfältigen Facetten der Bauteilbeurteilung 

wählte Steffen Schönborn die Perspektive 

der Betriebsfestigkeit. Dieser 

zeitlos innovative Fokus macht ihn für 

uns zu einem würdigen Preisträger des 

Instron-Awards.“ 

Die Instron GmbH, Spezialist auf dem 

Gebiet der Prüftechnik, kooperiert mit 

dem Fraunhofer LBF und der Technischen 

Universität Darmstadt. Bereits zum fünften 

Mal hat das Unternehmen anlässlich 

des SoSDiD den Instron-Award zur Förderung 

des wissenschaftlichen Nachwuchses 

verliehen. 

Steffen Schönborn (38) arbeitet seit 

2013 am Fraunhofer-Institut für Betriebsfestigkeit 

und Systemzuverlässigkeit LBF, 

aktuell im Bereich Betriebsfestigkeit in 

der Abteilung Werkstoffe und Bauteile 

als wissenschaftlicher Mitarbeiter und 

kommissarischer Leiter des Fachteams 

Umweltsimulation. 

www.lbf.fraunhofer.de 

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Fokus berücksichtigen? 

Dann schicken Sie Ihre Meldungen 

bitte an: redaktion@bdguss.de 


PERSPEKTIVEN 

Metallurgical coating to reduce 

graphite degeneration at the surface 

zone of compacted graphite iron 

castings 

The irreversible trend towards higher peak firing pressures have prompted engine designers 

to seek stronger materials in order to meet their durability targets without increasing the size or 

weight of their engines. Therefore, with at least 75 % increase in ultimate tensile strength, 35-40 % 

increase in elastic modulus and approximately double of the fatigue strength of grey cast iron, 

compacted graphite iron ideally fits to meet the current and future requirements for diesel engines 

design. Currently, component design is limited by the degeneration of the compacted graphite (CG) 

in the rim zone of the compacted graphite iron castings. The reduction/elimination of this by using 

an active coating, will create significant values for the design engineers. This paper highlights the 

performance of a new Foseco foundry coating, Acticote CG800, for CGI application to reduce CG 

degeneration at the rim zone. The Acticote CG800 was specially formulated, produced and characterized 

per foundry application specifications. Casting simulations were performed to validate the 

test models for the coating-casting trials. The Acticote CG800 was benchmarked alongside other 

commercial coatings for the same application using the customized test model and further 

on commercial CGI water jackets and cylinder heads, in a foundry known for series production 

of CGI castings. The investigation of the microstructures at the rim zone of the castings was performed 

using optical microscope. The results from the trials and investigations show that the Acticote 

CG800 showed superior performance in the reduction of the CG degeneration at the rim zone 

of CGI castings. 

Ugo C. Nwaogu and Wolfram Stets, Enschede, Netherlands 

1 Introduction 

With tightening emission legislation for combustion engines, 

there is an increasing trend for the wider adoption of compacted 

graphite iron (CGI) for automotive components, specifically 

blocks – to enable higher combustion pressures and 

reduce overall component weight. Currently, component design 

in CGI is limited by the reversion or degeneration of the 

compacted graphite (CG), resulting in a layer of flake graphite 

(FG) in the rim zone of the casting [1, 2]. An example of the microstructure 

of a CGI casting rim zone with CG degeneration 

is shown in Figure 1. 

This defect commonly occurs in ductile iron (DI) and compacted 

graphite iron (CGI) grades of cast iron. The average 

thickness of the degenerated layer for thin wall DI castings 

ranged from 0.15 to 0.45 mm, while for CGI it ranged from 0.7 to 

2.5 mm [3]. It was reported that a 0.1 to 3.0 mm thick degenerated 

graphite layer often occurs on ductile iron casting depending 

on the casting wall thickness and cooling rate [4]. The 

presence of this degenerated layer of graphite significantly reduces 

the mechanical properties (fatigue limit, elongation, etc.) 

of the component in the area where it occurs [2, 5]. Controlling 


SOURCE: FOSECO 

the degeneration of CG at the surface rim zone requires an understanding 

of the effects of melt chemistry, melt temperature, 

cooling and solidification rates and the interaction between 

the metal and the mould/core surface. The assumption is that 

the direct cause of graphite degeneration, resulting in a layer 

of FG as seen in Figure 1, is the depletion of magnesium (Mg) 

at the surface layer of the casting. This is due to the reaction of 

Mg with sulphur and oxygen present in the moulding materials 

and/or in the mould atmosphere. The reactions are 

[Mg] + [S] → MgS (s) 

(1) 

[Mg] + [O] → MgO (s) 

(2) 

These processes occur near the mould/core wall. 

Another mechanism for the formation of CG degenerated 

layer at the rim zone is the influence of solidification kinetics 

effects (larger undercooling at the interface). Large undercooling 

at the mould/metal interface favours the precipitation and 

growth of austenite dendrites that rejects Mg at the solidification 

front. This leads to low Mg and flake graphite structure at 

the rim zone close to the metal/mould or core interface with 

higher nodularity zone further inside the bulk of the castings 

[2, 6]. According to ISO 16112-2006-08-01, CGI shall have a minimum 

of 80 % of the graphite in vermicular form (form III in accordance 

with ISO 945), and the remaining 20 % of the graphite 

particles should be of form VI or form V in accordance with 

ISO 945. Flake (lamellar) graphite (form I and form II according 

to ISO 945) is not permitted, except within the surface rim 

zone of the casting [7]. 

With the mechanisms of formation of degenerated graphite 

highlighted, its formation reduction may be achieved by reducing 

the extent of Mg depletion at the interface region and decreasing 

undercooling at the mould wall. Foundry coatings are 

generally applied to improve the surface finish of castings and 

prevent the occurrence of surface defects on castings [8, 9, 10], 

but do not prevent the occurrence of degeneration of CG to FG. 

However, it has been reported that specially formulated foundry 

coatings have been used to reduce the occurrence of this defect 

by applying about 0.20-0.25 mm dry layer thickness of the 

coating on the moulds or cores containing 0.02 % sulphur [11]. 

Riposal et al., [4] reported the use of coatings based on desulphurizer 

(Al 2 

O 3 

, CaCO 3 

, Basic slag, 

CaF 2 

, Talc), and sinterable materials 

expected to act as protective layers 

for the reduction of the occurrence of 

the defect. Surface layer has been significantly 

reduced by CaO coatings, 

due to its reaction with SO 2 

and its 

desulphurization activity. From their 

findings, they concluded that mold 

coatings based on the generation of 

desulphurization agents (such as CaO 

or MgO) are more effective than protective 

coatings. Boonmee and Stefanescu 

also applied mould coatings 

as a means of reducing the degeneration 

of the CG to FG [12]. In their 

study, they used three types of coatings 

namely, inactive coatings (mica 

based, zircon based and boron nitride) 

– coatings that are completely inert with respect to the 

melt, active coatings (ferrosilicon and graphite) – coatings that 

alter the local chemistry of the melt and reactive coatings (CaO, 

MgO and FeSiMg) – coatings that have a chemical reaction with 

the melt, such as deoxidation and desulphurization. They found 

out that various coatings have influence on the degeneration 

of the CG to FG at certain various conditions. They further concluded 

that the coating made with FeSiMg was the most effective 

in reducing the degenerated CG layer thickness of iron of 

eutectic composition at all cooling rates investigated in their 

work. It was observed by the authors that most of the filler materials 

used by the above mentioned researchers are not compatible 

with the universal carrier liquid, water. 

The main objective of this paper is to highlight the performance 

of a newly developed water-based coating, Acticote 

CG800 (CG800), produced by Foseco. This coating is used to 

mitigate the degeneration of the CG to FG, in CGI castings. 

The performance of this new product is based on the synergistic 

effect of insulation and optimized permeability provided 

by the coating. 

compacted graphite (CG) 

CG degeneration 

Figure 1: Compacted graphite reversion layer of flake graphite at the rim zone in a CGI 

casting. 

2 Experimental procedure 

2.1 Coating technology 

The coating part of the research involved the analyses of the 

raw materials using advanced technologies. From the results 

of the analyses, the formulation and production of a couple of 

coatings were carried out. This is followed by the processing 

and characterization of the produced coatings identified as A, 

II, III, IV and CG800. Then, benchmarking of the new product 

(CG800) with other commercial coatings (identified as B, C, D, 

E, F and G) used for the same application. 

The coating was formulated based on the addition of controlled 

specified amounts of the following constituents: Liquid 

carrier, refractory filler materials, binder, suspension and 

dispersing agents, additives like biocides, antifoaming agents, 

etc. [9] as illustrated in Figure 2. 

In order to determine the presence and source of sulphur, 

the sand used for making the cores, a filler material (with presumed 

high S content) used in the coating and the coating 

were analyzed for sulphur content using LECO chemical ana- 


PERSPEKTIVEN 

lyzer. The sulphur analysis results are 

shown in Figure 3. The sulphur (S) 

content of the cold box sand and the 

coating are not significantly different 

from that of the casting. However, 

the filler showed a relatively high 

sulphur content but this did not reflect 

on the amount of S in the coating. 

This is due to a careful balanced 

ratio addition relative to the major 

filler in the coating. 

The thermal conductivity of some 

selected coatings was tested using 

the Anter Thermal Diffusivity apparatus 

in Vesuvius Pittsburgh, R&D Centre 

in the US. The results (Figure 4) 

show that coating A has the lowest 

thermal conductivity at 1000 °C (considered 

of interest because it is closer 

to the melting temperatures) followed 

by CG800 compared with the 

other coatings tested. This is expected 

as coating A has the coarsest particle 

size distribution from the particle 

size distribution (PSD) analysis 

performed on the coatings (results 

not shown). A low thermal conductivity 

(insulation) balanced by other 

properties such as optimum permeability 

and high refractoriness 

(Figure 4), could be some of the reasons 

why CG800 performed better 

than all the other coatings used in 

the preliminary trials (screening 

tests). 

The thermal behaviour of CG800, 

the major filler material used and a 

modified version of CG800, PID2-20, 

was analyzed with a heating microscope 

to determine the characteristic 

temperatures corresponding 

to the changes of the shape and 

the cross-section area of the samples 

as they are heated. The changes 

in shape and cross-section of test 

samples are described by different 

temperatures namely DT – deformation 

temperature (of maximum 

sintering), ST – spherical temperature 

(of initial softening), HT – hemis 

pherical temperature (of melting) 

and FT – flow temperature (of flowing) 

[13]. Further description of 

these temperatures can be found in 

ISO 540:2008(E) [14]. The higher 

these temperatures are, the more 

refractory the material tested is. Two 

other commercial coatings (D and F) 

were included in the thermal analysis 

programme. The results are presented 

in Figure 5. From the results, 

Sulphur content, % 

0,14 

0,12 

0,10 

0,08 

0,06 

0,04 

0,02 

0 

0,0166 

Sand 

0,0214 

0,11 

0,015 

CG800 Filler Casting 

Figure 3: Sulphur content analysis results from the core sand, Acticote CG800 (CG800), 

graphite filler and the casting. 

Thermal conductvites, W/(m• K) 

Figure 2: The coating 

components [9]. 

1,4 

1,2 

1,0 

0,8 

0,6 

0,4 

0,2 

0 

200 °C 600 °C 1000 °C 

Figure 4: Thermal conductivities of selected coatings at different temperatures. 




Figure 5: Heating microscope images of five samples without thermal expansion properties. Temperatures: Start, DT – deformation 

temperature, ST – spherical temperature, HT – hemispherical temperature. 



PERSPEKTIVEN 

it can be seen that the pure filler material, vanguard, is more 

refractory compared with CG800 and PID2-20 and the commercial 

coatings from their HT temperatures. CG800 has a 

thermal behaviour similar to that of the filler material, from 

the shape of the changes occurring on the samples. However, 

with a slight modification of the filler materials in CG800, 

the thermal behaviour changed significantly, as can be seen 

in sample shapes of PID2-20. The refractoriness decreased 

from the DT-deformation temperature up to HT-hemispherical 

temperature relative to those of CG800. The PID2-20 sample 

has similar shapes with those of the commercial coatings 

across all the temperatures. From the transition temperatures, 

CG800 has comparable refractoriness with the commercial 

coatings, D and F. The thermal behaviour of CG800 from the 

transition shapes being different from those of the other coatings 

could also be one of the reasons for having performance 

edge over the commercial coatings. This will be investigated 

further, because the observed transition shapes are not common 

with heating microscope samples. 

The CG800 coating was processed and analyzed alongside 

some other commercial coatings to determine their foundry 

application properties. The results obtained (Table 1) showed 

that the coatings are stable and met the application specifications 

required by foundries. 

2.2 Casting technology 

To investigate the behaviour of the different coatings under 

practical conditions several coating-casting trials were carried 

out. The casting technology involved the modelling and simulation 

of the casting process with a commercial software to optimize 

the geometry for making the tooling. Two simulation results 

are shown in Figure 6 showing complete filling and uniform 

solidification of the hollow cylindrical castings with three 

different wall thicknesses. 

Based on satisfactory simulation results, the tooling 

(Figure 7) was produced by an external pattern maker. The casting 

layout shown in Figure 7, is used to make all the pilot plant 

trials. This layout ensures that the filling of the casting cavities 

is done at the same melt temperature, pouring time and melt 

quality (chemical composition). This layout is robust in that it 

provides the opportunity to investigate 5 different coating recipes 

and 3 different casting section thicknesses per casting in 

one mould. The section thicknesses investigated are 45, 20 and 

5 mm identified as X, Y and Z respectively. These different wall 

thicknesses ensure different contact times between the cores 

(coatings) and the cast iron melt before it solidified. 

The core is cylindrical in shape with a height of 210 mm out 

of which 40 mm at the base and 20 mm at the top are core 

prints with average diameter of 75 mm. The cores are coat- 

Table 1: Foundry coating application properties. 

Properties Other commercial coatings for the same application Specifications 

CG800 A B C D E F G 

Solid content, 

% 

63 42.58 42.16 41.88 45.62 44.68 43.27 44.79 40 minimum 

Density, gcm -3 1.68 1.37 1.36 1.35 1.4 1.39 1.37 1.38 1.30-1.40 

Baume, °Be 108 74 70 58 78 72 60 56 64 minimum 

Diluted coating 

Solid content, 

% 

50,62 30.45 32.58 33.2 34.7 32.27 30.86 39.68 

Density, gcm -3 1.49 1.24 1.25 1.26 1.28 1.25 1.24 1.33 

Baume, °Be 52 40 38 38 42 42 33 42 28-30 

DIN Cup 4 

viscosity, s 

15 14 14 14 16 15 13 15.5 

Matt time, s 45-50 55 55 

RB number no flow 12 21 

Adherence good good good good good good good good good 

Sedimentation, 

%, after 24 hrs 

Graphite 

flotation 

Dry layer 

thickness, μm 

1 0.5 0.5 1 1 1 1 1 stable 

no na na na no no na na na 

200-230 200-250 200-250 200-250 200-250 200-250 200-320 200-250 230-300 

na – Not applicable 


a 

b 

Figure 6: Simulated 

temperature fields 

in castings at different 

times: a) at the end 

of filling, b) at the end 

of solidification. 


Figure 7: Casting layout and the tooling used to produce the castings. 


a 

b 

Figure 8: Processing the coated cores: a) drying coated cores in an oven, b) showing top and penetrated layers. 



PERSPEKTIVEN 

Table 2: Chemical composition of the inoculants. 

Melt chemical composition, wt. % 

TC* Si Mn P S Cr Mo Ni Cu Sn Mg Fe 

3.71 2.36 0.259 0.030 0.019 0.030 0.016 0.039 0.977 0.116 0.013 Bal. 

*Total carbon (TC) – By thermal analysis of base iron, remainder by spectroscopy of final poured metal. 

Table 3: Selected casting trials test programme. 

Trials Description of trial Coatings 

1 Comparative study of the performance of CG800 with selected coatings, in-house A, II, III, IV & CG800 

2 Confirmatory performance test (from trial 1 results) A & CG800 

3 Benchmarking of CG800 with other commercial coatings (external) CG800, A, B, C, D, E & F 

4 Industrial trial with CG800 and some commercial coatings in an external foundry CG800, A, C & F 

ed by dipping in the coatings which have been diluted and 

ready for application to achieve a dry layer thickness of around 

200 µm. The coated cores are dried in an oven at 120 °C for 

2 hours (Figure 8a). The proud layer thickness of the coating 

(top layer) and the coating penetrated thickness of the core 

(penetrated layer) is clearly obvious in Figure 8b. 

The melt chemical composition is presented in Table 2 and 

the SinterCast modification index is in the range of 38 to 39 for 

the various trials. This shows that the melts used for all the trials 

were consistent in quality and satisfies the calibrated modification 

limits, from 38 to 46, required to achieve the microstructure, 

properties and soundness in the heavy-duty blocks 

with SinterCast process technology [15]. The casting trials were 

conducted in a foundry, producing compacted graphite iron 

castings, according to the test programme in Table 3, using 

SinterCast process. 

3 Results 

The results were judged based on the performance of the coatings 

in reducing the layer of compacted graphite (CG) degeneration 

to lamellar graphite (LG) at the rim zone of the castings. 

This performance is evaluated from the microstructures of the 

castings from various selected trials to compare the performance 

of Acticote CG800 (CG800) and other commercial coatings 

used for the same application. The results will be presented 

according to the content sequence in Table 3. However, the 

bulk microstructure from selected castings are presented in 

Figure 9. The bulk microstructure exhibited typical compacted 

graphite structure. 

From Figures 10 and 11, it can be seen that the coatings 

showed different performances on different section thicknesses 

in the reduction of degenerated CG layer. From the microstructures, 

it can be said that the layer of degeneration of the 

CG to FG is section dependent. The defect increases with increasing 

casting section thickness. This is in agreement with 

the findings of other researchers and is attributed to the longer 

solidification and cooling times in the thicker sections [7, 12]. 

From these figures, it is also clear that the microstructures 

of the thin section, Z = 5 mm, contains uniformly distributed 

tiny nodules of similar size and distribution. No difference is 

observed from the effect of the applied coatings. This shows 

that the solidification of the casting in this thin section was rapid 

and controlled by the solidification kinetics. There was no 

time for any diffusion of sulfur or oxygen into the melt surface. 

Based on the results obtained from the comparative study 

of the performances of the coatings, coatings A and CG800 

exhibited more positive results relative to the other coatings. 

Hence, they were subjected to further trial (confirmatory performance 

test) to ensure the repeatability and reproducibility 

of their performances. At this stage, further investigation of 

the Z section (5 mm thin section) was dropped, since the coatings 

have no effect on this section. Further reports of the results 

will only focus on the 45 and 20 mm section thicknesses. 

The results of the confirmatory trial test for coatings A and 

CG800 in two replicates each (1 and 2) presented in Figure 12, 

show that the performances of the two coatings are consistent 

in both replicates. Both coatings showed degeneration layer of 

less than 200 µm. However, CG800 showed a superior performance 

over coating A. 

Acticote CG800 and coating A were benchmarked a couple 

of times with other commercial coatings for the same application, 

and the results from a selected benchmark trial are presented 

in Figure 13. As can be seen, CG800 performed slightly 

better than the other coatings. However, because the distinction 

in the performance of CG800 relative to the other coatings 

in this trial is not very clear, further confirmatory benchmark 

test was performed. The results from this test is presented in 

Figure 14. In Figure 14, CG800 clearly showed superior performance 

compared to the other commercial coatings. Based on 

the results of this trial, it was decided to try Acticote CG800 in 

a foundry that produces large volumes of CGI engine blocks 

and cylinder head castings. 

Acticote CG800 and three other commercial coatings (A, D 

and F) were applied on the cores used to produce water jackets 

and cylinder heads castings in CGI. After the production of 

these two products, some samples were collected and investi- 


A III CG800 

Figure 9: Bulk microstructure from the X-section of three selected castings. 


Figure 10: Interfacial microstructure of the three sections (X, Y & Z) of the castings made with 5 different coatings (A, II, III, IV & 

CG800) on cores from the comparative study. 



PERSPEKTIVEN 

gated for their microstructure evolution 

at the rim zones. The results on 

the layer of CG degeneration to FG 

are presented in Figure 15. From the 

figure, Acticote CG800 can be applied 

to produce CGI castings with significantly 

reduced CG degenerated layer 

(less than 150 µm). 

4 Summary 

The description of the defect, degeneration 

of compacted graphite 

(CG) to flake graphite (FG), and 

the probable causes of this defect 

have been discussed. The mechanism 

of defect formation was also 

mentioned. It was also illustrated 

that the occurrence and the extent 

of this defect are dependent on the 

casting section thicknesses. For remediation, 

the application of foundry 

coatings was explored, of which 

one of them is a new offer from Foseco, 

Acticote CG800. The performances 

of various coatings in reducing 

the compacted graphite (CG) degeneration 

layer to flake graphite 

(FG) and the extent to which this 

happens have been highlighted. It 

was extensively shown that Acticote 

CG800, significantly reduced the occurrence 

of this defect. This is due 

to the minimal sulphur content in 

the coating and insulation properties 

of the coating coupled with its 

higher density compared with the 

other coatings. Acticote CG800 is a 

water-based coating applied on the 

cores by dipping method. The coating 

has stable application properties. 

The application of the right layer 

thickness of Acticote CG800 on cores 

will significantly reduce the degeneration 

of the compacted graphite 

at the rim zone of castings of various 

thicknesses to the barest minimum. 

This will improve the mechanical 

properties – tensile and fatigues 

properties, at the rim zone of castings 

leading to the reduction of machining 

allowance and reduction in 

energy consumption thereby saving 

cost. 

Degeneration layer thickness, μm 

700 

600 

500 

400 

300 

200 

100 

0 

CG500 II III IV CG800 

Figure 11: Effect of the coatings on the layer of degeneration of CG to FG at the surface 

rim zone of the different section thickness of the castings from the comparative study. 

Degeneration layer thickness, μm 

250 

200 

150 

100 

50 

0 

A-1 A-2 CG800-1 CG800-2 

Figure 12: Effect of the coatings on the layer of degeneration of CG to FG at the surface 

rim zone of the X and Y sections of the castings from the confirmatory test with coating A 

and CG800 in two replicates (1 and 2). 

Benchmark degeneration 

layer thickness, μm 

250 

200 

150 

100 

50 

0 

CG800 

A B C D E 



Ugo C. Nwaogu and Wolfram Stets, 

Foundry R&D Centre, Foseco Nederland 

BV, Enschede, Netherlands 

Figure 13: Effect of CG800 and some selected commercial coatings on the layer of degeneration 

of CG to FG at the surface rim zone of the X and Y sections of the castings from 

benchmark trial. 




Benchmark confirmatory degeneration 

layer thickness, μm 

700 

600 

500 

400 

300 

200 

100 

0 

CG800 

A B C D E 

Figure 14: Effect of the commercial coatings on the layer of degeneration of CG to FG 

at the surface rim zone of the X and Y sections of the castings from confirmatory benchmark 

trial. 

CG degeneration layer thickness, μm 

500 

400 

300 

200 

100 

0 

WATER JACKETS 

CYLINDER HEADS 

[8] Nwaogu, U. C.; Poulsen, T.; Stage, R. K., 

et al.: New sol-gel refractory coatings on 

chemically-bonded sand cores for foundry 

applications to improve casting surface 

quality. Surface & Coatings Technology 205 

(2011), pp, 4035-4044. 

[9] Nwaogu, U. C.; Tiedje, N. S.: Foundry 

coating technology: A review. 

Materials Science and Applications 2 (2011), 

pp. 1143-1160. 

[10] Nwaogu, U.; Poulse, T.; Gravesen, B., et 

al.: Using sol-gel component as additive to 

foundry coatings to improve casting quality. 

International Journal of cast Metal Research 

25 (2012), [no. 3]. 

[11] Lundeen, B.: The influence of coatings on 

the graphite structure in the rim zone of ductile 

iron castings. DIS Annual Meeting, Dallas, 

Texas, June 2, 2011. 

[12] Boonmee, S.; Stefanescu, D. M.: Casting 

management in compacted graphite 

iron part I: Effect of mold coating and section 

thickness. AFS 2013. 

[13] Panna, W.; Wyszomirski, P.; Kohut, P.: 

Application of hot-stage microscopy to 

evaluating sample morphology changes 

on heating. J. Therm. Anal. Calorim. 125 

(2016), pp. 1053-1059. 

[14] International Standard ISO 540:2008(E) 

– Hard coal and coke – Determination of 

ash fusibility. 

[15] Dawson, S.; Popelar, P.: Thermal analysis 

and process control for compacted 

graphite iron and ductile iron. SinterCast, 

Sweden, 2014. 


Figure 15: Effect of the commercial coatings on the layer of degeneration of CG to FG at 

the surface rim zone of water jacket and cylinder head castings. 

Literature 

[1] Guesser, W.; Schroeder, T.; Dawson, S.: Production experience with 

compacted graphite iron automotive components. AFS Transactions 01- 

071 (2001), pp. 1-11. 

[2] Holtzer, M.; Górny, M.; Dańko, R.: Microstructure and properties of ductile 

iron and compacted graphite iron castings, the effects of mold sand/ 

metal interface phenomena. Springer, 2015. 

[3] Stefanescu, D. M.; Wills, S.; Massone, J.: Quantification of casting skin 

in ductile and compacted graphite irons and its effect on tensile properties. 

AFS Transactions 117 (2009), pp. 587-606. 

[4] Riposan, I.; Chisamera, M.; Stan, S., et al.: Surface graphite degeneration 

in ductile iron castings for resin molds. Tsinghua Sci. Technol. 13 

(2008), [no. 2], pp. 157-163. ISSN 1007-0214. 

[5] BCIRA Broadsheet 234 – Flake graphite layers at the cast surfaces of 

cast nodular iron castings. 

[6] Boonmee, S.; Stefanescu, D. M.: Casting management in compacted 

graphite iron, part II: Mechanism of casting skin formation. AFS, 2013. 

[7] International Standard ISO 16112 2006-08-01 – Compacted (vermicular) 

graphite cast iron – Classification. 


PERSPEKTIVEN 

Zum Einfluss von herstellungsbedingten 

Ungänzen auf das Festigkeitsverhalten 

von Bauteilen aus Stahlguss 

Die Bewertung von Ungänzen in Bauteilen aus Stahlguss ist ein zentraler Bestandteil der Festigkeitsberechnung. 

Im Rahmen eines Vorhabens der Industriellen Gemeinschaftsforschung IGF wurde 

hierzu am Beispiel der Werkstoffe G20Mn5 und G22NiMoCr5-6 ein validiertes rechnerisches Konzept 

bereitgestellt. Wesentlicher Bestandteil des Vorhabens waren die Validierung verschiedener zerstörungsfreier 

Prüfverfahren, Festigkeitsversuche an Proben mit Ungänzen sowie schädigungs- und 

bruchmechanische Analysen der Versuche. Die mittels verschiedener ZfP-Verfahren (Ultraschall, erweiterte 

Ultraschallverfahren, Röntgen-Computertomografie) untersuchten Probekörper lieferten 

konsistente Ergebnisse. Die Festigkeitsversuche zeigten, dass trotz zum Teil großer Ungänzen ein 

duktiles Versagen erst im Bereich der Festigkeit des ungänzenfreien Werkstoffs auftrat, wobei die 

Bruchdehnung mit zunehmender Ungänzengröße abfällt. Als effizientes Konzept hat sich die bruchmechanische 

Bewertung erwiesen. Die bruchmechanischen Berechnungen liefern konservative Ergebnisse 

und bestätigen, dass alle Proben mit Ungänzen hohe Belastungen bis über die Fließspannung 

ertragen, wobei die für die beiden Werkstoffe ermittelten Risszähigkeiten deutlich höher sind 

als z. B. in der FKM-Richtlinie in Form konservativer Werte angegeben. 

Dieter Siegele, Peter Tempel, Christian Eichheimer, Majid Farajian, Freiburg, und Ines Veile, Saarbrücken 

1 Ausgangssituation 

Mit Stahlguss und den vielfältigen Möglichkeiten zu seiner Wärmebehandlung 

lassen sich für viele Einsatzzwecke die geforderten 

Werkstoff- und Bauteileigenschaften realisieren. Weitere 

Vorteile von Bauteilen aus Stahlguss sind, dass sie im Vergleich 

zu ihrer Herstellung mittels anderer Fertigungsverfahren 

(z. B. Umformen, Schmieden, Trennen, Fügen) oft deutlich kostengünstiger 

sind, dass das Gießen nahezu unbegrenzt hinsichtlich 

der Größe und Wanddicke der Gussteile angewendet 

werden kann und dass bei Bedarf Stahlguss mit sehr guter 

Schweißbarkeit zum Verbindungsschweißen zur Verfügung 

steht. Hinzu kommen sämtliche Verfahrensvorteile des Fertigungsverfahrens 

Gießen wie z. B. die weitgehend freie Gestaltungsmöglichkeit 

des Bauteils. Im Stahlguss können somit die 

vorteilhaften Werkstoffeigenschaften von Stahl und die gestalterischen 

Vorteile des Fertigungsverfahrens Gießen im Endprodukt 

vereinigt werden. 

Stahlgusswerkstoffe bieten in Abhängigkeit von der Legierungszusammensetzung 

und der Wärmebehandlung ein breites 

Spektrum an mechanischen Eigenschaften. So können hochfeste 

Vergütungsstähle, z. B. G22NiMoCr5-6 (1.6760 [1]), mit einer 

Zugfestigkeit von z. B. 1200 MPa noch eine Bruchdehnung 

von 10 % aufweisen. Ein anderer, weit verbreiteter Vergütungsstahlguss, 

insbesondere auch für Druckbehälter, ist der G20Mn5 

(1.6220 [2, 3]) mit einer niedrigeren Zugfestigkeit, dafür aber 

mit einer deutlich höheren Bruchdehnung von 20 %. Diese 

beiden Stahlgusssorten sind darüber hinaus gut schweißbar. 

Eine derartige Kombination von Eigenschaften bietet im Bereich 

der Gusswerkstoffe keine andere Werkstoffgruppe, so- 


dass Stahlgusswerkstoffe für die verschiedensten Anwendungen 

unentbehrlich sind. 

Bei Stahlguss ist das Auftreten von Ungänzen im Gussteilinneren 

(z. B. Gefügeauflockerungen bzw. Mikrolunker, makroskopische 

Lunker, Gasblasen, Einschlüsse) – wie auch bei Gussteilen 

aus anderen Werkstoffen – nicht immer vollständig auszuschließen. 

Insbesondere ist die höhere Gießtemperatur von 

Stahlguss mit einer wesentlich größeren linearen Schwindung 

verbunden, was die Bildung von Poren und Lunkern begünstigt. 

Daneben können die metallurgischen und sonstigen Bedingungen 

bei der Erstarrung von Gussstücken aus Stahlguss 

die Qualität des Endprodukts beeinflussen. 

Mit zunehmender Wanddicke ist die Wahrscheinlichkeit des 

Auftretens von Ungänzen tendenziell größer. Diese herstellungsbedingten 

Ungänzen beeinträchtigen dort, wo sie in einem 

Stahlgussteil vorliegen, die lokalen Werkstoffeigenschaften. 

Allerdings stellen Ungänzen damit für ein Stahlgussteil bei 

weitem nicht immer einen Nachteil dar. Das Deutsche Institut 

für Normung definiert Fehler als einen „Merkmalswert, der die 

vorgegebenen Forderungen nicht erfüllt“ [4]. Ob eine Ungänze 

in einem Bauteil nachteilig als Fehler zu bewerten ist, ergibt 

sich aus dem lokalen Ausnutzungsgrad als Verhältnis von bauteilspezifischer 

lokaler Belastung und der lokalen, gegebenenfalls 

durch Ungänzen geminderten Belastbarkeit. Eine realitätsnahe 

Bewertung von Ungänzen ist dementsprechend nur bei 

Kenntnis der Ungänzengröße mittels genauer zerstörungsfreier 

Prüfverfahren (ZfP) und der Kenntnis der Beanspruchung sowie 

der Werkstoffeigenschaften möglich. 

Die mechanischen Eigenschaften des Werkstoffes Stahlguss 

werden zum einen grundsätzlich durch die chemische Zusammensetzung, 

die Gießtechnik sowie die Wärmebehandlung und 

zum andern durch mögliche herstellungsbedingte Gefügeabweichungen 

und Ungänzen beeinflusst. Im Rahmen der statischen 

und zyklischen Festigkeitsbewertung von Gusswerkstoffen 

erfolgt die Berücksichtigung kleiner Ungänzen mit Größen 

unterhalb der Nachweisgrenze der Verfahren der volumenorientierten 

ZfP inhärent durch die vorliegenden Werkstoffeigenschaften. 

Diese sind dann als repräsentativ für ein Material 

mit statistisch verteilten Mikrodefekten anzusehen. Zu den 

offenen Punkten gehört insbesondere die Behandlung größerer 

Ungänzen. 

Ungänzen bzw. Gussteilbereiche werden auf Basis von Durchstrahlungs- 

[5] und/oder Ultraschallprüfung [6] einer der Gütestufen 

1 bis 5 zugeordnet. Die für einen bestimmten Gussteilbereich 

einzuhaltende Gütestufe wird zwischen Kunde und Gießerei 

vereinbart und ist gewöhnlich Bestandteil der Bestellung. 

Höher belastete Bereiche müssen in der Regel der Gütestufe 

1 bzw. 2 entsprechen, weniger belastete der Gütestufe 3 oder 

4. Bestimmte Unregelmäßigkeiten in Realgefügen, z. B. Seigerungen 

oder Mikrovolumendefizite, die jeweils unter gewissen 

Bedingungen das Bauteilverhalten negativ beeinflussen 

können, können im Rahmen der ZfP nicht entdeckt werden 

oder nach ihren Anzeigen gemäß den Kriterien zur Gütestufe 

zulässig sein. Eine übliche Vorgehensweise, das von Unregelmäßigkeiten 

in Realgefügen und Ungänzen auf die statische 

Festigkeit von Stahlgussbauteilen oft nur vermeintlich ausgehende 

Risiko zu berücksichtigen, ist die Anwendung von entsprechend 

bemessenen Sicherheitsbeiwerten [7]. Diese Sicherheitsbeiwerte 

liegen, bezogen auf die R p0,2% 

-Dehngrenze, je 

nach Beanspruchung und Schadenspotenzial, bei bis zu 2,1 [8]. 

Für Werkstoffe mit einer Bruchdehnung A 5 

< 12,5 % werden höhere 

Werte angesetzt. Drucktragende Armaturengehäuse aus 

Stahlguss können sogar mit einem Sicherheitsbeiwert von 2,5 

ausgelegt werden [9]. 

Alternativ kann bei aufgetretenen ZfP-Anzeigen – insbesondere 

für große Ungänzen – eine bruchmechanische Festigkeitsbewertung 

durchgeführt werden. Hierbei wird die Anzeige 

durch einen Riss gleicher Größe in der Projektion senkrecht 

zur lokalen Hauptbelastungsrichtung ersetzt und die Stabilität 

unter den Auslegungsbelastungen nachgewiesen. Dabei erfolgt 

eine Bewertung der Kritikalität der Spannungs- oder Dehnungskonzentration 

gegebenenfalls auch in Kombination mit 

klassischen Kriterien, z. B. im Failure Assessment Diagram. Auch 

diese Vorgehensweise ist jedoch im Allgemeinen konservativ, 

da die ZfP-Anzeige durch den kritischsten möglichen Defekt 

(scharfer Riss) ersetzt wird. Reale Ungänzen weisen jedoch oft 

deutlich weniger kritische Formen auf. 

Ein wesentlicher Schritt, um Auswirkungen von Ungänzen 

besser bewerten zu können, ist deren möglichst präzise und exakte 

Detektion. Hierfür wird eine verbesserte zerstörungsfreie 

Prüfung benötigt. Neben der „Phased-Array“-Ultraschalltechnik 

ist die neuere „Sampling-Phased-Array“-Ultraschalltechnik eine 

Möglichkeit, mit der Werkstoffvolumina ortsaufgelöst geprüft 

werden können [10]. International ist diese Ultraschalltechnik 

auch als Total Focusing Method bekannt. Die Rekonstruktion 

des Ultraschallbildes erfolgt bei der „Sampling-Phased-Array“- 

im Unterschied zur „Phased-Array“-Ultraschalltechnik rein rechnerisch. 

Eine Anwendung dieser als innovativ geltenden Technik 

im Hinblick auf Ungänzen in Stahlgussstücken wird im Folgenden 

näher beschrieben. 

Eine weitere Möglichkeit zur präzisen und exakten Detektion 

von Ungänzen in Stahlgussstücken ergibt sich aus der Weiterentwicklung 

der Röntgen-Computertomografie [11], mit deren 

Hilfe Ungänzenverteilungen ebenfalls dreidimensional ermittelt 

werden können. 

Neben der verbesserten ZfP liegt auch in einer verbesserten 

rechnerischen Analyse ein erhebliches Potenzial, Ungänzen 

realitätsnah bewerten zu können. Dies betrifft zum einen 

die verbesserte Abbildung der Ungänzen im Rechenmodell. 

Wenn über die ZfP Ungänzen mit hoher Auflösung detektiert 

werden können, können diese auch detailliert in das Finite-Elemente-Modell 

übernommen und dadurch in einer Simulation 

berücksichtigt werden. Dadurch kann die Festigkeit naturgemäß 

genauer berechnet werden, als wenn die Ungänze pauschal 

über die Größe einer singulären Ultraschallanzeige, z. B. 

über den Vergleich mit einem Kreisscheibenreflektor KSR, modelliert 

wird. Eine weitere Verbesserung liegt in der Verwendung 

tatsächlicher bruchmechanischer Kennwerte in der bruchmechanischen 

Analyse. Da bruchmechanische Kennwerte i. d. R. 

für die unterschiedlichen Stahlgusswerkstoffe nicht bekannt 

sind, kann nur auf Mindestwerte zurückgegriffen werden, die 

z. B. in der FKM-Richtlinie „Bruchmechanischer Festigkeitsnachweis“ 

enthalten sind. Dort wird ein „physikalischer“ Initiierungswert 

angegeben, der mithilfe von Bruchflächenanalysen über 

die Stretched Zone ermittelt wurde, während hier der technische 

Initiierungswert nach ASTM E 1820 ermittelt wird, der einer 

Risszähigkeit bei einer Risserweiterung von 0,2 mm entspricht 

(siehe nachfolgendes Kapitel). 

Beide Aspekte, die verbesserte Detektion von Ungänzen 

mit innovativen ZfP-Verfahren und die verbesserte rechnerische 

Bewertung, waren Ziele des IGF-Vorhabens 469 ZN der 

Forschungsvereinigung Gießereitechnik e. V. [12] und sind Ge- 


PERSPEKTIVEN 

genstand des vorliegenden Fachbeitrags. Durch die Kombination 

beider Methoden ist damit eine verbesserte Bewertung 

der Festigkeit von ungänzenbehafteten Bauteilen aus Stahlguss 

möglich. Dabei beziehen sich die Untersuchungen auf 

Bauteile unter statischer Belastung. Die Bewertung von Ungänzen 

unter Schwingbelastung ist Gegenstand eines aktuellen 

Anschlussvorhabens [13]. 

2 Werkstoffeigenschaften 

Basis für die Bewertung der Festigkeit unter statischer Belastung 

ist die Kenntnis der Streckgrenze bzw. der 0,2 %-Dehngrenze 

R p0,2 

und der Zugfestigkeit R m 

. Für einen statischen Festigkeitsnachweis 

mit örtlichen Spannungen, z. B. nach der FKM- 

Richtlinie „Rechnerischer Festigkeitsnachweis“ [14], ist auch die 

Kenntnis der Bruchdehnung erforderlich. Beim bruchmechanischen 

Nachweis, z. B. von rissartigen Defekten oder Ungänzen, 

muss zusätzlich die Risszähigkeit des Werkstoffs bekannt sein. 

Für die hier untersuchten Werkstoffe 

G20Mn5 (+QT) und G22NiMo- 

Cr5-6 (Festigkeitsklasse I) liegen die 

Zugfestigkeiten nach Norm bei 500 

bis 650 MPa bzw. 930 bis 1080 MPa. 

Diese Werte wurden durch Zugversuche 

am vorliegenden Werkstoff 

bestätigt: Für den G20Mn5 lagen 

die an neun Proben gemessenen 

Zugfestigkeiten zwischen 577 und 

594 MPa und die 0,2 %-Dehngrenzen 

zwischen 385 und 419 MPa. Die 

niedrigste Dehngrenze liegt damit 

deutlich über dem geforderten 

Wert von 300 MPa und die Zugfestigkeiten 

liegen im oberen Bereich 

der geforderten Werte. Ebenso liegt 

die Bruchdehnung für alle Proben 

deutlich über 22 %. 

Auch für den G22NiMoCr5-6 erfüllen 

die 0,2 %-Dehngrenze und die 

Zugfestigkeit die geforderten Mindestwerte 

für die Festigkeitsklasse I 

von 825 MPa bzw. 930-1080 MPa nach 

[1]. Die 0,2 %-Dehngrenzen liegen 

zwischen 889 und 918 MPa und die 

Zugfestigkeiten zwischen 950 und 

996 MPa. Allerdings zeigte die Probe 

mit der Festigkeit von 950 MPa eine 

niedrige Bruchdehnung von nur ca. 

5 %, die deutlich unter dem nach 

Norm geforderten Mindestwert 

von 10 % liegt. Wie die nachfolgende 

Bruchflächenuntersuchung zeigte, 

besaß die Probe im Prüfquerschnitt 

eine relativ große Ungänze, die sich 

im Randbereich in Form mehrerer 

Lunker über ca. ein Viertel der Querschnittsfläche 

erstreckte, wie dies in 

Bild 1 zu erkennen ist. Umso bemerkenswerter 

ist es, dass auch diese Probe 

bis über die 0,2 %-Dehngrenze 

belastet werden konnte. 

Bild 1: Bruchfläche der Zugprobe aus G22NiMoCr5-6 mit einer geringen 

Bruchdehnung von ca. 5 %. 

Bild 2: Geometrie möglicher Bruchmechanikproben und Risswiderstandskurve 

mit Bestimmung des technischen Initiierungswerts J Q 

nach ASTM E 1820 [15]. 

FOTO: IWM 


GRAFIKEN: IWM 

J, N/mm 

800 

700 

600 

500 

400 

300 

200 

data 

power law fit 

100 

J-Q 

0 

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

∆a, mm 

Bild 3: Gemessene Risswiderstandskurve 

an einer C(T)25-Probe aus G20Mn5. 

J, N/mm 

300 

250 

200 

150 

100 

data 

50 

power law fit 

J-Q 

0 

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

∆a, mm 

Bild 4: Gemessene Risswiderstandskurve 

an einer C(T)25-Probe aus G22NiMoCr5-6. 

Für die bruchmechanische Bewertung von Bauteilen mit 

Fehlern, wie z. B. Lunker oder andere Defekte, unter statischer 

Belastung ist die Kenntnis der Risszähigkeit erforderlich. Dieser 

Kennwert gibt an, ab welcher Belastung sich ein Fehler im 

Werkstoff zu erweitern beginnt. Der Fehler wird dabei konservativ 

vereinfachend als Riss betrachtet. Die Risszähigkeit bzw. 

der Risswiderstand kann z. B. nach der amerikanischen Norm 

ASTM E 1820 0 bestimmt werden. Dabei werden z. B. Kompakt- 

Zugproben C(T) oder Biegeproben SE(B) verwendet, bei denen 

zunächst ein scharfer Kerb eingebracht wird, die Probe danach 

zyklisch belastet wird, bis sich aus der Kerbe ein Riss gebildet 

hat, und schließlich die Probe mit steigender Belastung 

bis zum Erreichen einer definierten Risslänge statisch belastet 

wird. Während des Versuchs werden die Last, die Rissaufweitung 

und die Rissverlängerung (z. B. mit der Methode der partiellen 

Entlastung) gemessen. Die Rissbeanspruchung wird in 

Form des J-Integrals aus der Last-Aufweitungskurve bestimmt, 

und aus dem Schnittpunkt des J-Integrals mit der Bluntingline 

bei 0,2 mm Risserweiterung kann der Kennwert J Q 

ermittelt 

werden (Bild 2), aus dem über die Beziehung K 2 = J E‘ die 

Risszähigkeit K JIC 

bestimmt werden kann. Der Wert K JIC 

ist somit 

ein Kennwert für duktiles Versagen und kennzeichnet die 

Risszähigkeit bei 0,2 mm Risserweiterung, die einer „technischen“ 

Rissinitiierung gleichgesetzt wird. 

Bild 3 zeigt ein Beispiel für eine für den Werkstoff G20Mn5 

gemessene Risswiderstandskurve. Der technische Initiierungswert 

J Q 

liegt für diese Probe bei 288 N/mm, was einer Risszähigkeit 

K JIC 

von 260 MPa√m entspricht. Insgesamt ist die Streuung 

der Kennwerte K JIC 

für den G20Mn5 relativ gering. Die Risszähigkeiten 

K JIC 

liegen zwischen 245 und 284 MPa√m. 

Für den Werkstoff G22NiMoCr5-6 sind die Risszähigkeiten 

deutlich geringer, wie Bild 4 am Beispiel einer Probe zeigt. J Q 

beträgt bei dieser Probe 85 N/mm, die daraus abgeleitete Risszähigkeit 

K JIC 

138 MPa√m. Beim G22NiMoCr5-6 ist auch die 

Streuung der Kennwerte größer: Die Risszähigkeiten K JIC 

liegen 

zwischen 133 und 162 MPa√m, der Mittelwert aus 6 Versuchen 

beträgt 149 MPa√m. 

An dieser Stelle muss erwähnt werden, dass in der FKM- 

Richtlinie „Bruchmechanischer Festigkeitsnachweis“ [16] für den 

Werkstoff G20Mn5 eine Risszähigkeit von 52-62 MPa√m angegeben 

ist. Dieser Wert ist deutlich niedriger als der hier ermittelte 

kleinste Wert von 245 MPa√m, was dadurch begründet 

ist, dass in [16] ein „physikalischer“ Initiierungswert angegeben 

ist, der sich nach [17] aus dem Beginn des Stretchens ableitet, 

während auch in [17] ein K JQ 

-Wert (entspricht K JIC 

) zwischen 

225 und 408 MPa√m angegeben wird. Da der Werkstoff bei 

Raumtemperatur eine dem technischen Initiierungswert entsprechende 

Risserweiterung von 0,2 mm problemlos erträgt, 

sollte die FKM-Richtlinie bzgl. der bruchmechanischen Kennwerte 

von Stahlguss dringend aktualisiert werden. 

3 Zerstörungsfreie Prüfungen 

Um eine systematische Qualifizierung der als innovativ eingestuften 

ZfP-Verfahren, d. h. Ultraschall Sampling-Phased-Array 

(US-SPA) und Röntgen-Computertomografie (Röntgen-CT), vornehmen 

zu können, wurde zunächst der Stand der Technik in 

Bezug auf die ZfP in Gießereien als Referenz abgebildet. Hierzu 

wurden die abgegossenen ungänzenbehafteten Probestäbe 

am Fraunhofer IZFP zunächst mit konventionellem Ultraschall 

(Einzelschwinger) in Tauchtechnik und mechanisierter 

Scannung der zu prüfenden Fläche vermessen. Dieses Verfahren 

zählt für Stahlguss zwar noch nicht zu den Standardverfahren, 

in anderen stahlverarbeitenden Industrien wie beispielsweise 

der Stabstahl-Industrie ist es jedoch seit Jahren gängige 

Praxis. Die hieraus gewonnenen Daten wurden dann mittels 

eines Rekonstruktionsalgorithmus in Volumeninformationen 

überführt, sodass als Ergebnis dieser Prüfung eine bildgebende 

zwei- oder dreidimensionale Darstellung der inneren Ungänzen 

vorlag. Einzelne Probestäbe wurden außerdem per Handführung 

in Kontakttechnik entsprechend der DIN EN 12680-1 

[6] geprüft und anhand der A-Bilder klassifiziert. Ferner wurden 

Durchstrahlungsprüfungen an allen Probestäben extern 

durchgeführt. Ein zusammenfassender Überblick über die im 

Projekt durchgeführten zerstörungsfreien Prüfungen und die 

sich daraus ergebenden Möglichkeiten wurde veröffentlicht [18]. 

Basierend auf den durchgeführten Messungen wurde zunächst 

ein qualitativer Vergleich zwischen den konventionellen 

ZfP-Verfahren durchgeführt. Die Ergebnisse aus den Ultra- 


PERSPEKTIVEN 

schall-Prüfungen per Handführung in Kontakttechnik und den 

mechanisierten Ultraschall-Prüfungen mit einem Einzelschwinger 

zeigen eine gute Übereinstimmung im Bereich der zentralen 

Verdickung. Während die mechanisierten Prüfungen eine 

bildgebende Darstellung der lokalisierten Ungänzen und damit 

eine räumliche Auflösung erlauben, ist mittels der konventionellen 

Ultraschall-Handprüfung nur eine grobe Eingrenzung 

des fehlerbehafteten Bereichs möglich (vgl. Bild 5). Die Bewertung 

bei Ultraschall-Handprüfungen in Kontakttechnik erfolgt 

anhand von A-Bildern nach Norm mit Zuordnung zu Gütestufen. 

Die Bewertung bei mechanisierten Ultraschall-Prüfungen 

mit einem Einzelschwinger erfolgt auf der Basis von B- und C- 

Bildern, das heißt auf Basis von Schnitten durch ein rekonstruiertes 

Volumen. 

Ein Vergleich der mit Ultraschall (US) erzielten Ergebnisse 

und der Ergebnisse der Durchstrahlungsprüfungen (vgl. Bild 6) 

zeigt qualitativ eine gute Übereinstimmung. Es ist jedoch deutlich 

zu erkennen, dass die Durchstrahlung der zentralen Verdickung, 

welche für Probe P09 ca. 52 mm beträgt, nur mit einer 

speziellen Fokussierung möglich ist und auch dann nur eine 

vage Aussage über die laterale Ausdehnung der Ungänze erlaubt. 

Eine Aussage über die Tiefenausdehnung ist nicht möglich. 

Die konventionellen Ultraschall-Prüfungen per Handführung 

in Kontakttechnik erlauben hingegen quantitative Aussagen 

über laterale sowie Tiefenausdehnungen, sie ermöglichen 

jedoch keine bildgebende Darstellung der Ergebnisse. Die mechanisierten 

Ultraschall-Prüfungen unter Verwendung eines Einzelschwingers 

erlauben sowohl quantitative Aussagen über laterale 

sowie Tiefen-Ausdehnungen und stellen das Messergebnis 

bildgebend zur Verfügung. Für diese Messungen muss die 

Probe jedoch mechanisiert im Wasserbad abgescannt werden. 

Im nächsten Schritt wurden die als innovativ geltenden ZfP- 

Verfahren angewendet. Zunächst wurden US-SPA-Messungen 

an allen Probestäben in Tauchtechnik und mechanisierter Scannung 

durchgeführt. Hierfür wurde mit einem Gruppenstrahler 

mit 5 MHz und einem Pitch (Schwingerelementabstand) von 

Bild 5: Vergleich der Ergebnisse aus Ultraschall-Handprüfung in Kontakttechnik (links) und mechanisierten Ultraschall-Prüfungen 

in Tauchtechnik unter Verwendung eines Einzelschwingers (rechts) am Beispiel der mittigen Verdickung von Probestab P09. 

GRAFIK: IZFP 

Bild 6: 

Ergebnisse der Durchstrahlungsprüfungen 

nach DIN EN 12681 am Beispiel von 

Probestab P09 – oben: Durchstrahlung 

des gesamten Stabs, Klasse B; unten 

links: Durchstrahlung fokussiert auf den 

Bereich der Verdickung, Klasse A; unten 

rechts: Durchstrahlung fokussiert auf 

den Bereich der Verdickung, Klasse B. 

FOTOS: IZFP 


0,6 mm gemessen. Als Gruppenstrahler bezeichnet man einen 

Prüfkopf, dessen schallerzeugende Schwingerfläche aus einer 

Reihe von einzelnen Schwingerelementen besteht. Im Gegensatz 

dazu besitzt ein konventioneller Prüfkopf nur ein Schwingerelement, 

weshalb er auch als Einzelschwinger bezeichnet 

wird. Durch die Verwendung von Gruppenstrahlern in Kombination 

mit einer anschließenden rechnerisch recht aufwendigen 

Rekonstruktion kann – im Vergleich zu mechanisierten 

US-Prüfungen mit Einzelschwingern – eine höhere Ortsauflösung 

und Empfindlichkeit bei der Detektion von Volumenungänzen 

erreicht werden. Die im beschriebenen Forschungsprojekt 

durchgeführten Untersuchungen sollten zeigen, inwiefern 

dies auch bei Stahlguss der Legierungen G22NiMoCr5-6 und 

G20Mn5+QT der Fall ist. Als Schussabstand für die mechanisierten 

US-SPA-Prüfungen wurde sowohl 

in Scan- als auch in Index-Richtung 

ein Abstand von 0,25 mm verwendet. 

Der Winkelbereich, in dem die 

US-Messungen durchgeführt wurden, 

betrug -50° bis +50°. Hierdurch 

wird eine mehrachsige Durchschallung 

des Prüfkörpers erreicht, sodass 

im Gegensatz zur ausschließlich 

senkrechten Einschallung mit 

Einzelschwingern auch Flankenbereiche 

und gekrümmte Randflächen 

von Ungänzen beschallt und dadurch 

aufgelöst werden können. Im Falle 

von Gefüge-Heterogenität wird häufig 

jedoch auch ein erhöhter Rauschpegel 

registriert. Aufgrund der bildgebenden 

Rekonstruktion ist auch 

bei US-SPA-Messungen die schnittbzw. 

ebenenweise Betrachtung des 

Prüfkörpers in allen drei Raumrichtungen 

möglich und damit auch 

eine entsprechende, ggf. detailreiche 

Charakterisierung der lokalisierten 

innenliegenden Imperfektionen. 

In Bild 7 ist exemplarisch das Ergebnis 

der US-SPA-Messung im Bereich 

der Verdickung von Probestab P09 

dargestellt. 

Als zweites innovatives Verfahren 

wurden Röntgen-CT-Messungen eingesetzt. 

Aufgrund der Wanddicke der 

Stahlguss-Stäbe (teilweise größer als 

60 mm) mussten alle Proben mittels 

Hochenergie-Röntgen untersucht 

werden, weshalb die Messungen am 

Fraunhofer EZRT (Entwicklungszentrum 

für Röntgentechnik) in Fürth, einer 

gemeinsamen Einrichtung des 

Fraunhofer IIS und des Fraunhofer 

IZFP, durchgeführt wurden. Die gewonnenen 

Messdaten wurden mit 

zwei Auflösungsvarianten mit je 

200 µm und 400 µm Voxelgröße rekonstruiert. 

Ferner wurde eine iterative 

Artefakt-Korrektur („IAR“) auf die 

Daten angewendet. Die rekonstruierten 

Daten der Röntgen-CT-Messungen erlauben eine präzise Lokalisierung 

von innenliegenden Ungänzen. Das Auflösungsvermögen 

hängt dabei stark von der verwendeten Bestrahlungsenergie 

in Kombination mit der aufgewendeten Messdauer ab. 

Im Rahmen der Auswertung können die Röntgen-CT-Daten als 

3-D-Volumen dargestellt und im Raum beliebig gedreht werden 

(vgl. Bild 8). Alternativ können die Ergebnisse (analog zu 

den Ergebnissen der mechanisierten US-Prüfungen) auch als 

Schnittebenen in allen drei Raumrichtungen dargestellt werden. 

Die Auflösung in den drei Raumrichtungen entspricht dabei 

der vorab definierten Voxelgröße. Da es sich bei Röntgen-CT- 

Prüfungen, wie auch bei konventionellen Durchstrahlungsprüfungen, 

um Prüfungen handelt, die letztlich eine Grauwert-basierte 

Interpretation verlangen, liegt in beiden Fällen die Her- 

Bild 7: Ergebnis der mechanisierten US-SPA-Prüfung im Wasserbad: C-Bild für den Bereich 

der Verdickung von Probe P09. 

Bild 8: Rekonstruiertes 3-D-Volumen aus den Hochenergie-Röntgen-CT-Daten 

für Probe P09. 

GRAFIKEN: IZFP 


PERSPEKTIVEN 

Bild 9: Vergleich der Ergebnisse aus mechanisierten US-Messungen mit Einzelschwinger (links) und Hochenergie-Röntgen-CT-Messungen 

(rechts) für einen horizontalen, mittigen Schnitt durch Probe P06. 

Bild 10: Vergleich der Ergebnisse der Hochenergie-Röntgen-CT-Prüfungen (jeweils Mitte) und der US-SPA-Prüfungen (jeweils unten) 

mit den Schliffbildern (jeweils oben), dargestellt für Probestab P11N, Lage 1 (links) und Lage 9 (rechts). 

GRAFIKEN: IZFP 

ausforderung darin, festzulegen, wo der Schwellwert zwischen 

dem ungänzenfreien und dem ungänzenbehafteten Zustand 

festzusetzen ist. In Bild 9 ist ein exemplarischer Vergleich der 

Ergebnisse aus den mechanisierten US-Messungen mit Einzelschwinger 

und den Hochenergie-Röntgen-CT-Messungen für 

einen Teilbereich der Probe P06 dargestellt. 

Um die angewendeten innovativen Verfahren zu qualifizieren, 

wurden die Prüfergebnisse von vier repräsentativen Proben 

verwendet. In einem ersten Schritt wurden hierfür die in 

den mechanisierten US-Ergebnissen und in den Hochenergie-Röntgen-CT-Ergebnissen 

lokalisierten Ungänzen quantitativ 

charakterisiert. Um einen möglichst präzisen Abgleich der 

ZfP-Ergebnisse mit dem realen Zustand durchführen zu können, 

wurden die Schliffbilder der vier Probestäbe angefertigt, 

indem in Abständen von jeweils 1 mm die Oberfläche des Stabes 

abgetragen und jeweils ein Foto angefertigt wurde. Als 

Startebene wurde die Höhe des Grundstabes festgelegt. Anschließend 

wurden die Ergebnisse der innovativen ZfP-Verfahren 

in den jeweiligen Ebenen mit den Ergebnissen der Schliffbilder 

quantitativ verglichen. Die Ergebnisse dieser Auswertungen 

sind exemplarisch anhand von zwei Ebenen für Probestab 

P11N in Bild 10 dargestellt. Da die rechte Seite der Probestäbe 


Bild 11: : Vergleich der Ergebnisse aus mechanisierten, konventionellen US-Prüfungen mittels eines Einzelschwingers (links), 

mit denen aus Hochenergie-Röntgen-CT-Prüfungen (Mitte) und denen aus mechanisierten US-SPA Prüfungen (rechts) 

am Beispiel der mittigen Verdickung von Probe P09. 

GRAFIK: IZFP 

in aller Regel ungänzenfrei war, wurden die quantitativen Vergleiche 

nur für den Bereich der zentralen Verdickung und den 

Grundstab links davon durchgeführt. 

Die Ergebnisse zeigen qualitativ eine sehr gute Übereinstimmung 

in Bezug auf die lokalisierten Ungänzen. Insbesondere 

die Ergebnisse der Hochenergie-Röntgen-CT-Prüfungen stimmen 

auch quantitativ sehr gut mit den Schliffbildern überein. 

Eine quantitative Gegenüberstellung der in den Schliffbildern 

und in den Röntgen-CT-Ergebnissen ermittelten Längen und 

Breiten der Ungänzen sowie die daraus berechneten Abweichungen 

vom Ist-Zustand wurde systematisch durchgeführt. 

Die ermittelten Werte zeigen, dass die Abweichungen in aller 

Regel deutlich unter 10 %, in vielen Fällen sogar unter 5 % liegen. 

Diese Abweichungen entsprechen in den meisten Fällen 

einem effektiven Unterschied von weniger als 1 mm. Bedenkt 

man, dass es sich bei den geprüften Objekten um Stahlgussstäbe 

mit Wanddicken von bis zu 60 mm handelt, so muss das 

Ergebnis als sehr gut bewertet werden. 

Der quantitative Vergleich zwischen den US-SPA-Ergebnissen 

und den Schliffbildern ist nicht trivial, da in den US-Ergebnissen 

Reflexionen bzw. Anzeigen zu sehen sind, die nicht 

allein auf die Existenz einer Ungänze zurückgeführt werden 

können. Die Übersteuerung des US-Signals im Bereich des 

Grundstabs links von der Verdickung (vgl. Bild 10, links) ist beispielsweise 

auf das Eintrittsecho zurückzuführen. Durch dieses 

entsteht eine sogenannte Totzone, in der weder Ungänzen 

noch andere Imperfektionen detektiert werden können. 

Im diskutierten Fall beträgt die Totzone ca. 4 mm. Weiter ist 

rechts des Ungänzenkopfes im Bereich der zentralen Verdickung 

des Stabs in den Schliffbildern der tieferen Lagen eine 

Art Auflockerungszone zu erkennen (vgl. Bild 10, rechts). Diese 

Gefügeauflockerung ist in den Röntgen-CT-Bildern nicht 

immer zu sehen. In den US-Ergebnissen hingegen sind in diesen 

Bereichen auch leichte Anzeigen zu erkennen. Daher wurden 

für mehrere Beispiele die Ergebnisse der mechanisierten 

US-Prüfungen unter Verwendung eines Einzelschwingers, der 

US-SPA-Prüfungen und der Röntgen-CT-Prüfungen miteinander 

verglichen. In Bild 11 ist ein solcher Vergleich exemplarisch 

für Probe P09 dargestellt. 

In Bild 11 ist deutlich zu erkennen, dass die Ergebnisse qualitativ 

gut übereinstimmen. Es ist jedoch auch zu erkennen, dass 

beide US-Ergebnisse, insbesondere im Hinblick auf die räumliche 

Ausdehnung der Anzeigen, von dem Röntgen-CT-Ergebnis 

abweichen. Dies war immer dann der Fall, wenn die Schliffbilder 

eine Art Auflockerungszone um den Ungänzenkopf herum 

zeigen. Röntgen-CT-Messungen können eine solche Auflockerungszone 

in aller Regel nicht auflösen, weil dort kein ausreichender 

Dichtekontrast vorliegt. Die durchgeführten Untersuchungen 

legen daher nahe, dass mechanisierte US-Messungen 

im Wasserbad (unabhängig davon, ob mit Einzelschwinger oder 

US-SPA durchgeführt) gut geeignet sind, um neben der Detektion 

von Volumenungänzen auch Hinweise auf Auflockerungszonen 

im Umfeld von Ungänzen zu liefern. Ein systematischer 

und damit allgemein belastbarer Zusammenhang konnte im 

Rahmen des Projektes jedoch nicht nachgewiesen werden. 

Als Fazit der zerstörungsfreien Untersuchungen wurde ein 

erster Aufschlag für einen Ungänzenvergleichskatalog erarbeitet, 

der die angewendeten ZfP-Methoden im Hinblick auf 

ihre Nachweisfähigkeit verschiedener Charakteristiken von Ungänzen 

vergleicht. Aktuell wird dieser Ungänzenvergleichskatalog 

in enger Zusammenarbeit des Bundesverbandes der 

Deutschen Gießerei-Industrie (BDG) und des Fraunhofer IZFP 

weiterentwickelt. 

Die Ergebnisse der zerstörungsfreien Prüfungen, insbesondere 

die detaillierte Charakterisierung der Volumenungänzen 

auf Basis der Ergebnisse der Hochenergie-Röntgen-CT-Messungen, 

wurden als Eingangsinformation für die im Folgenden 

am Fraunhofer IWM durchgeführte Beanspruchungsanalyse 

übermittelt (siehe Kapitel „Rechnerische und bruchmechanische 

Analysen“). 

4 Festigkeitsversuche an Proben mit Ungänzen 

Zur Untersuchung des Einflusses von Ungänzen auf die statische 

Zugfestigkeit wurden Probekörper mit Verdickungen abgegossen, 

wobei durch unterschiedliche Geometrie der Verdickungen 

unterschiedlich große Ungänzen erzeugt werden sollten. 


PERSPEKTIVEN 

Bild 12: Probekörper mit mittiger Verdickung, Abbildung der durch Röntgen-CT-Prüfungen detektierten Lunker sowie Skizze 

der Probenentnahme für die Festigkeitsversuche. 

GRAFIK: IZFP 

σ 

tech , MPa 

Bild 13: 

Spannungs- 

Dehnungs-Kurven 

der Proben 

mit Ungänzen. 

ε tech 

GRAFIK: IWM 

Wie sich allerdings in den zerstörungsfreien Prüfungen zeigte, 

waren die so erzeugten Ungänzen sehr unterschiedlich verteilt, 

und sie waren zum Teil auch schlauchartig miteinander verbunden, 

sodass die für die Festigkeitsversuche vorgesehenen Zugproben 

nicht wie ursprünglich vorgesehen aus der Probenmitte 

entnommen werden konnten. Daher wurden die Zugproben 

mit Ungänzen auf der Seite des Probestabs entnommen, die 

nur kleinere Ungänzen aufwies und nicht vollständig von großen 

Defekten durchzogen war. Bild 12 zeigt ein Beispiel eines 

Probekörpers mit sehr großen, durchgehenden Ungänzen auf 

der rechten Seite, aus der eine Probenentnahme nicht möglich 

war. Stattdessen wurden die Zugproben auf der linken Seite entnommen, 

wo i. d. R. kleinere Ungänzen zu finden waren. Die 

so entnommenen Zugproben hatten einen Durchmesser von 

15 mm und eine Messlänge von 53 mm. Die kleineren Ungänzen 

in den entnommenen Zugproben wurden nochmals detailliert 

computertomografisch ausgewertet und entsprechenden 

Gütestufen zugeordnet. Daraus wurden Gütestufen zwischen 

2 und 5 ermittelt. 

Für die Festigkeitsversuche wurden 

die Zugproben über die Köpfe 

mittels einer hierfür konstruierten 

Einspannvorrichtung bis zum Versagen 

belastet und über Kraft- und 

Verformungsmessungen die Spannungs-Dehnungs-Kurven 

für die 

ungänzenbehafteten Proben bestimmt. 

Für eine detaillierte Verformungsmessung 

während der Belastung 

wurde dabei das optische Messsystem 

Aramis eingesetzt, mit dem die Verformungen auf der 

Oberfläche über ein Grauwert-Korrelationsverfahren ermittelt 

werden können. 

4.1 G20Mn5 

Bild 13 zeigt die ermittelten Spannungs-Dehnungs-Kurven der 

geprüften Proben mit Ungänzen für den G20Mn5. Zunächst 

ist zu erkennen, dass nahezu alle Proben die Zugfestigkeit der 

ungänzenfreien Proben (Mittelwert 584 MPa) erreichen. Bei einer 

Probe (P12N) ergab sich eine Unstimmigkeit bei der Messaufnahme, 

sodass die Kraft erst zu einem späteren Zeitpunkt 

erfasst wurde. Die Bruchdehnungen liegen insgesamt etwas 

niedriger als bei den ungänzenfreien Proben, wobei die Dehnungswerte 

wegen der größeren Messlänge und Probendurchmesser 

nicht direkt miteinander vergleichbar sind. Die Probe 

P10N weist die geringste Bruchdehnung auf und erreicht auch 

nicht die Maximallast der übrigen Proben. 

Bild 14: Längsschliff der gebrochenen Probe P04N. 

GRAFIK: IWM 


An dieser Stelle muss erwähnt werden, dass alle Proben nicht 

an der Stelle der größten detektierten Ungänze in der Probenmitte 

versagten, sondern in einem Bereich zwischen Probenmitte 

und Einspannung. Bild 14 zeigt dies am Beispiel der Probe 

P04N. In der Probenmitte im Bereich der größten Ungänze 

schnürt die Probe zwar erheblich ein, der Bruch erfolgt aber in 

Form eines Scherbruchs am Rand des zylindrischen Bereichs am 

Übergang zum Probenkopf. Dieser Bereich liegt nahe an der 

Verdickung des gegossenen Probekörpers, in dem Bereich, in 

dem auch gehäuft kleinere Ungänzen vorliegen. 

Zur Quantifizierung der Ungänzen in der Bruchebene wurden 

die Bruchflächen der Proben detailliert untersucht und insbesondere 

die Größe der einzelnen Ungänzen ausgewertet. 

Bild 15 zeigt die Bruchflächen beispielhaft für drei Proben mit 

unterschiedlichen Bruchdehnungen. Probe P04N weist nach 

Bild 13 die größte Bruchdehnung auf, Probe P10N die kleinste 

und die Bruchdehnung von Probe P05N liegt im mittleren Bereich. 

Die Bruchflächenbilder zeigen, dass in allen Bruchebenen 

erhebliche Ungänzen vorliegen und dass die Bruchdehnung mit 

dem Flächenanteil der Ungänzen korreliert. Die rot umrandeten 

Ungänzen bei Probe P05N zeigen, dass auch bei der Probe 

im mittleren Bereich der Bruchdehnung bereits Ungänzen 

vorliegen, die in Summe etwa 20 % des Querschnitts ausmachen. 

Probe P10N zeigt eine relativ große Ungänze bzw. eine 

Summe benachbarter größerer und kleinerer Ungänzen nahe 

dem Probenrand. Eine detaillierte Darstellung solcher bruchauslösender 

Ungänzen ist exemplarisch für Probe P01 in Bild 16 

dargestellt. Hier ist zu erkennen, dass es sich bei den kleineren 

Ungänzen am Probenrand um kleine Lunker mit sehr geringer 

Öffnung handelt, die auch teilweise noch punktuell über die 

Dendriten verbunden sind, sodass diese Ungänzen mit zerstörungsfreien 

Methoden nicht oder nur sehr schwer erkennbar 

sind. Insgesamt sind für den Werkstoff G20Mn5 folgende Ergebnisse 

festzuhalten: 

Bild 15: Bruchflächen der Proben P04N, P05N, P10N. 

Bild 16: Bruchfläche der Probe P01N, Übersicht (links) und Detail des Bereichs mit größerer Ungänze (rechts). 

GRAFIKEN: IWM 


PERSPEKTIVEN 

– Trotz der größeren, mittels ZfP detektierbaren Ungänzen in 

der Probenmitte versagen die Proben nicht an dieser Stelle, 

sondern außermittig Richtung ursprüngliche Verdickung, 

wo mehrere kleinere Ungänzen vorliegen, die in der Summe 

kritischer sind als die Ungänze in der Probenmitte. 

– Trotz der großen bzw. zahlreichen Ungänzen versagen alle 

Proben erst weit oberhalb der 0,2 %-Dehngrenze bzw. alle 

Proben bis auf eine erst im Bereich der Zugfestigkeit. 

4.2 G22NiMoCr5-6 

Die ermittelten Spannungs-Dehnungs-Kurven der Proben mit 

Ungänzen für den G22NiMoCr5-6 sind in Bild 17 dargestellt. Dabei 

ist sehr auffällig, dass die Proben unterschiedliche Zugfestigkeiten 

erreichen. Ein Teil der Proben erreicht eine Festigkeit 

von ca. 1000 MPa, was auch der Festigkeit aus den Zugversuchen 

und der Festigkeitsklasse I des G22NiMoCr5-6 entspricht. 

Die Bruchdehnungen dieser Proben liegen bei 4 bis 8 %, bedingt 

durch die vorliegenden Ungänzen. Ein weiterer Teil der 

Proben erreicht eine niedrigere Zugfestigkeit von ca. 850 MPa 

und eine Probe erreicht sogar nur ca. 700 MPa, wobei auch hier 

alle Proben nicht in der Probenmitte, sondern am Rand des zylindrischen 

Bereichs am Übergang zum Probenkopf versagten. 

Um die Ursachen für die unterschiedlichen Zugfestigkeiten herauszufinden, 

wurden zum einen detaillierte Untersuchungen 

der Bruchflächen durchgeführt, und zum andern wurden die 

Härten an allen Proben gemessen und mit den Härten der ungänzenfreien 

Zugproben verglichen. Dabei zeigte sich, dass die 

unterschiedlichen Zugfestigkeiten mit unterschiedlichen Härten 

der Proben korrelierten, womit die Probekörper mit Ungänzen 

offensichtlich unterschiedliche Wärmebehandlungen 

erfahren haben. Des Weiteren konnte gezeigt werden, dass 

auch beim G22NiMoCr5-6 die unterschiedlichen Bruchdehnungen 

mit der Größe und Anzahl der Ungänzen korrelieren 

und dass auch hier die Summe der kleineren Ungänzen an der 

Bruchstelle größer oder vergleichbar der Größe der Ungänze 

in der Probenmitte ist. 

Bild 18 zeigt beispielhaft für die Probe P09 einen detaillierten 

Ausschnitt der Bruchfläche für den Werkstoff G22NiMoCr5-6. 

An der Bruchstelle befinden sich viele kleine Lunker (hier ist ein 

größerer Lunker mit einem Durchmesser von 1 mm zu sehen), 

die vor Belastung lokal noch mehrere Verbindungsstellen hat- 

σ tech 

, MPa 

Bild 17: 

Spannungs- 

Dehnungs-Kurven 

der G22Ni- 

MoCr5-6-Proben 

mit Ungänzen. 

ε tech 

GRAFIK: IWM 

Bild 18: Ausschnitte der Bruchfläche der Probe P09 mit ca. 1 mm großem Lunker (links) und Detailbild (rechts), auf dem die Dendriten 

mit lokalen duktilen Bruchinseln zu erkennen sind. 

FOTOS: IWM 


ten, was an den lokalen duktilen Bruchinseln zu erkennen ist. 

Aufgrund der partiellen Verbindung der Lunker sind diese mit 

zerstörungsfreien Verfahren kaum bzw. nur mit einem enorm 

hohen Aufwand oder in Kombination mit zerstörenden Prüfungen 

zu detektieren. 

Insgesamt muss jedoch betont werden, dass auch beim 

G22NiMoCr5-6 alle Ungänzen in der Probenmitte die Belastung 

aushalten, ohne zum Bruch zu führen. Zweitens muss festgehalten 

werden, dass trotz zum Teil sehr großer Ungänzen die 

Proben erst weit oberhalb der 0,2 %-Dehngrenze versagen. 

5 Rechnerische und bruchmechanische Analysen 

5.1 Beanspruchungsanalyse mit der Methode der Finiten 

Elemente 

Rechnerisch können die Spannungen und Verformungen in 

einem Bauteil oder einer Probe mit Ungänzen mit der Methode 

der Finiten Elemente berechnet werden. Voraussetzung 

ist hierfür die Kenntnis der Lage und der Geometrie der Ungänze, 

z. B. aus der ZfP, die dann im Rechenmodell abgebildet 

werden muss. Mithilfe einer elastisch-plastischen Berechnung 

unter Verwendung eines plastischen Materialmodells, 

z. B. nach von Mises, kann dann die plastische Grenzlast berechnet 

werden, bei der über den tragenden Querschnitt eine 

kritische Spannung erreicht wird. Dies ist in der Regel der Mittelwert 

zwischen Streckgrenze und Zugfestigkeit. Der tragende 

Querschnitt ist dabei der durch die Ungänze geschwächte 

Restquerschnitt. Bei mehreren Ungänzen kann der Modellierungsaufwand 

sehr groß werden. Im Rahmen des Forschungsvorhabens 

wurde daher eine Prozedur entwickelt, mit der aus 

den Informationen der Röntgen-CT-Messungen zur Position 

und Größe der Ungänzen die Daten zur Vernetzung der Rechenmodelle 

aufbereitet werden können. Während das Materialmodell 

nach von Mises nur in der Lage ist, die Spannungen 

bis Lastmaximum zu beschreiben, kann mit einem Schädigungsmodell, 

z. B. dem Gurson-Modell [19], auch das Versagen, 

d. h. die Abnahme der Spannung nach Lastmaximum durch 

Schädigung des Werkstoffs in Form von Porenwachstum und 

dem Zusammenwachsen von Poren, rechnerisch erfasst werden. 

Hierzu müssen die Parameter des Materialmodells z. B. 

an Zugversuche angepasst werden. 

Für den Werkstoff G22NiMoCr5-6 zeigt Bild 19 beispielhaft 

das mit dem Gurson-Modell erzielte Simulationsergebnis im 

Vergleich zu den Versuchsergebnissen. Da die Parameter des 

Gurson-Modells an den Werkstoff mit der Festigkeitsklasse I 

angepasst wurden, stimmen die Berechnungen mit den Versuchen 

an den ungänzenbehafteten Proben überein, die ein 

Festigkeitsniveau um 1000 MPa erreichen. 

Entsprechend des Röntgen-CT-Ergebnisses befinden sich 

die größten Ungänzen in der Probenmitte; diese Ungänzen 

wurden in ihrer Geometrie und Position am Beispiel der Probe 

P11 in einem Finite-Elemente-Modell abgebildet. Die für 

diese Probe berechnete Spannungs-Dehnungs-Kurve (Simulation) 

liegt im mittleren Streubereich der Versuchsergebnisse. 

Dabei muss berücksichtigt werden, dass die Probe im Versuch 

am Probenrand und nicht an den größten Ungänzen versagt 

und dass die Bezugslängen zur Bestimmung der Dehnung im 

Modell und im Versuch differieren. Insgesamt belegt die Berechnung 

die Leistungsfähigkeit des Gurson-Modells zur Simulation 

des Versagensverhaltens sowie die Konservativität des 

Ergebnisses, da das tatsächliche Versagen nicht an der größten 

Ungänze in der Probenmitte, sondern am Rand des Prüfquerschnitts 

aufgetreten ist. 

Die rechnerische Analyse mit dem Gurson-Modell und die 

Modellierung der Vielzahl von Ungänzen sind jedoch äußerst 

komplex und rechenintensiv. Für die Anwendung in der Praxis 

ist eine solche Modellierung daher nur im Einzelfall sinnvoll. 

σ tech 

, MPa 

Simulation 

5.2 Bruchmechanische Analyse 

Bei der bruchmechanischen Bewertung wird ein Werkstoffdefekt 

konservativ als Riss betrachtet und die Beanspruchung 

am Riss – der Spannungsintensitätsfaktor – dem Werkstoffε 

tech 

Bild 19: Simulationsergebnis für eine ungänzenbehaftete Probe aus G22NiMoCr5-6 im Vergleich zu den Versuchsergebnissen. 

GRAFIK: IWM 


PERSPEKTIVEN 

kennwert K mat 

gegenübergestellt. 

Bei duktilem Werkstoffverhalten, 

wie für die beiden Untersuchungswerkstoffe 

vorliegend, entspricht 

K mat 

der Risszähigkeit K JIC 

. Die bruchmechanische 

Bewertung erfolgt 

nach dem FAD-Konzept. Dieses basiert 

auf der gleichzeitigen Betrachtung 

eines bruchmechanischen Ausnutzungsgrades 

K r 

= K / K mat 

und eines 

plastischen Ausnutzungsgrads 

L r 

= L / L mat 

in einem „Failure Assessment 

Diagram“ (FAD) (Bild 20). Die 

Größe K r 

= K / K mat 

berechnet sich 

dabei aus dem Quotienten des Spannungsintensitätsfaktors 

K am Riss 

und der materialspezifischen Risszähigkeit 

K mat 

. Der plastische Ausnutzungsgrad 

L r 

= L / L mat 

berechnet 

sich aus dem Grad der Plastifizierung 

L bezogen auf die plastische 

Grenzlast L r 

. Die plastische Grenzlast 

ist dann erreicht, wenn der Restquerschnitt 

(Gesamtquerschnitt minus 

Fehlerfläche) vollständig die Fließspannung 

(Mittelwert von Streckgrenze 

und Zugfestigkeit) erreicht. 

Für einfache Geometrien existieren 

für K und L analytische Lösungen, sodass 

eine Fehlerbewertung effizient 

vorgenommen werden kann. Für die 

folgenden bruchmechanischen Fehlerbewertungen 

wird das am Fraunhofer 

IWM entwickelte Programm 

VERB, Version 8.1, eingesetzt [20]. 

Über K mat 

und L r 

ist die Grenzkurve 

im FAD definiert. Liegt ein Zustandspunkt, 

d. h. die Beanspruchung am 

Riss, innerhalb der Grenzkurve, ist das 

Bauteil sicher, ein Zustandspunkt außerhalb 

der Grenzkurve beschreibt 

einen unsicheren Zustand, d. h. die 

Möglichkeit des Bauteilversagens. 

Bei Zunahme der Belastung oder der 

Rissgröße bewegt sich der Zustandspunkt 

auf die Grenzkurve zu. Schneidet 

der Lastpfad die Kurve bei kleinem 

Plastifizierungsgrad (L r 

< 1), ist 

das Versagen durch die Risszähigkeit 

K mat 

dominiert, bei großem Plastifizierungsgrad 

(L r 

> 1) durch die plastische 

Grenzlast L r 

. Je nach Definition 

von K mat 

(Bewertung von Sprödbruch 

durch K IC 

oder von duktiler Risserweiterung 

durch J Q 

bzw. K JIC 

) kann das 

Versagen am Riss spröd oder duktil 

sein. 

Für die Gussproben mit inneren 

Ungänzen wird hier das Modell eines 

zylindrischen Stabs mit einem 

innenliegenden kreisförmigen Riss 

Normierter Rissantrieb, K r 

Grenzkurve ƒ(L r 

) 

A 

B 

Belastungszunahme 

C 

sicherer 

Bereich 

Bild 20: Failure Assessment Diagram [16]. 

A 1 

Plastifizierungsgrad, L r 

Tabelle 1: Kennwerte für die bruchmechanische Bewertung. 

G20Mn5 

Unsicher: 

mögliches Versagen durch σ/ε- 

Konzentration an der Rissspitze 

Unsicher: 

mögliches Versagen durch 

plastischen Kollaps 

B 1 

C 1 

G22NiMoCr5-6 

0,2 %-Dehngrenze R p0,2 

, MPa 396 908 

Zugfestigkeit R m 

, MPa 584 983 

E-Modul E, GPa 200 200 

Querkontraktionszahl 0,3 0,3 

Risszähigkeit K mat 

, MPa√m 267 149 

Risstiefe a/R 0,05-0,5 0,05-0,5 

Nennspannung, MPa 100-600 100-1000 

K r 

L r 

Bild 21: Bruchmechanische Bewertung für einen innenliegenden Fehler mit dem Durchmesser 

von 4,5 mm, Probendurchmesser 15 mm, Werkstoff G20Mn5. 

GRAFIK: IWM 


PERSPEKTIVEN 

eingesetzt. Für die bruchmechanische Bewertung werden die 

in Tabelle 1 aufgelisteten Werte verwendet. 

Bild 21 zeigt für den G20Mn5 die bruchmechanische Bewertung 

für einen innenliegenden Fehler mit dem Durchmesser von 

4,5 mm (a = 2,25 mm) bei einem Durchmesser des Rundstabs von 

15 mm (R = 7,5 mm). Diese Fehlergröße entspricht etwa der Gütestufe 

5 mit einer Anzeigengröße von 30 % der Wanddicke, die bei 

einigen Proben detektiert wurde. Im FAD-Diagramm sind die einzelnen 

Bewertungspunkte bei zunehmender äußerer Belastung 

von 100 MPa bis 600 MPa dargestellt. Bei einer Belastung von ca. 

450 MPa wird die Grenzkurve erreicht. Der Plastifizierungsgrad 

L r 

beträgt im Schnittpunkt ca. 1,24, 

d. h. das Versagen erfolgt durch einen plastischen Kollaps (duktiles 

Versagen), bei dem im Restquerschnitt die Fließspannung 

vollständig erreicht wird. Im Versuch versagten die Proben mit 

vergleichbar großen Ungänzen erst im Bereich der Zugfestigkeit 

bei ca. 560-580 MPa. Die geringere Versagenslast der bruchmechanischen 

Berechnung liegt an der 

konservativen Definition der plastischen 

Grenzlast aus dem Mittelwert 

von Streckgrenze und Zugfestigkeit. 

Für den höherfesten G22NiMo- 

Cr5-6 ergibt sich ein vergleichbares 

Verhalten wie beim G20Mn5 (Bild 22). 

Für einen Fehler mit dem Durchmesser 

von 4 mm (ca. 26 % der Wanddicke) 

wird trotz der geringeren Risszähigkeit 

auch für diesen Werkstoff 

ein Versagen durch plastischen Kollaps 

(L r 

> 1) bei einer äußeren Spannung 

von ca. 880 MPa vorhergesagt, 

wie dies auch experimentell beobachtet 

wurde. 

In der FKM-Richtlinie „Bruchmechanischer 

Festigkeitsnachweis“ [16] 

existieren Korrelationen zwischen 

der Kerbschlagarbeit und der Risszähigkeit 

für sprödes und duktiles 

Werkstoffverhalten. Bei einer 

geforderten Mindest-Kerbschlagarbeit 

von 27 J bei -50 °C ergeben 

sich damit Werte von 62 MPa√m 

(spröd) und 70 MPa√m (duktil, entspricht 

K JIC 

bei einer Risserweiterung 

von 0,2 mm). Bei Raumtemperatur 

liegt die Mindest-Kerbschlagarbeit 

für den G22NiMoCr5-6 bei 

50 J, was über die Korrelation für 

duktile Risserweiterung einer Risszähigkeit 

K JIC 

von ca. 100 MPa√m 

entspräche. Dieser Wert ist deutlich 

niedriger als die für den G22NiMo- 

Cr5-6 gemessene Risszähigkeit bei 

RT. Bei einer konservativen Risszähigkeit 

von 52 MPa√m, wie z. B. für 

G20Mn5 in [16] angegeben, würde 

sich der Versagenspunkt deutlich in 

Richtung eines lokalen Versagens am 

Riss verschieben und die Versagens- 

Nennspannung auf ca. 775 MPa verringern 

(Bild 23). 

K r 

6 Zusammenfassung 

Zur Bewertung von Ungänzen in Bauteilen aus Stahlguss wurden 

Probekörper mit definierten Ungänzen durch zerstörungsfreie 

Prüfungen, Festigkeitsversuche und rechnerische Bewertungen 

umfassend am Beispiel der Werkstoffe G20Mn5 und 

G22NiMoCr5-6 untersucht. 

Im Rahmen der ZfP kamen mechanisierte Ultraschall-Prüfungen 

unter Verwendung von Einzelschwingern und Gruppenstrahlern 

(US-SPA) sowie Röntgen-CT-Messungen neben 

konventionellen US-Handprüfungen und Durchstrahlungsprüfungen 

zum Einsatz. Alle ZfP-Verfahren lieferten konsistente 

Ergebnisse. Die Hochenergie-Röntgen-CT-Messungen waren 

sehr gut geeignet, um Volumenungänzen präzise zu lokalisieren, 

während sie keine Aussagen über mögliche Auflockerungszonen 

im Umfeld der Ungänzen zuließen. Die durchgeführten 

L r 


von 4 mm, Probendurchmesser 15 mm, Werkstoff G22NiMoCr5-6. 

K r 

L r 


von 4 mm, Probendurchmesser 15 mm, Werkstoff G22NiMoCr5-6 mit konservativer 

Risszähigkeit von 52 MPa√m. 

GRAFIKEN: IWM 


mechanisierten US-Messungen waren hingegen etwas weniger 

präzise als die Röntgen-CT-Messungen, was die Detektion 

von Volumenungänzen angeht – sie zeigen jedoch Indizien 

für Auflockerungszonen im Umfeld von Volumenungänzen. 

Für die generelle Anwendbarkeit bei Stahlguss haben sich daher 

beide innovative Methoden – jeweils mit einem leicht unterschiedlichen 

Fokus – bewährt. 

Die Festigkeitsversuche bei Raumtemperatur zeigten, dass 

trotz zum Teil großer Ungänzen ein duktiles Versagen erst im 

Bereich der Festigkeit des ungänzenfreien Werkstoffs auftrat, 

wobei die Bruchdehnung mit zunehmender Ungänzengröße 

abfällt. Ein Versagen unterhalb der 0,2 %-Dehngrenze wurde 

nicht beobachtet, sodass bei den vorliegenden Ungänzengrößen 

eine Festigkeitsbewertung mit abgeminderter Streckgrenze 

nicht erforderlich war. 

Das Versagensverhalten wurde mit Finiten Elementen und 

einem elastisch-plastischen Materialmodell mit Schädigung simuliert. 

Mit einem solchen schädigungsmechanischen Modell 

kann das Versagen ungänzenbehafteter Bauteile realitätsnah 

beschrieben werden, allerdings ist eine solche komplexe Analyse 

aufgrund der Modellierung der Vielzahl von Ungänzen und 

die hohe Rechenzeit für die praktische Anwendung nur in Einzelfällen 

sinnvoll. Vereinfachend ist für plastisches Versagen 

auch eine Spannungsanalyse unter Berücksichtigung des reduzierten 

Querschnitts durch die Ungänze möglich, der z. B. 

aus der Gütestufe abgeschätzt werden kann. 

Die bruchmechanische Bewertung im Rahmen des Failure 

Assessment Diagrams (FAD) hat sich als praktikables und effizientes 

Konzept herausgestellt. Als Eingabegrößen sind lediglich 

die Festigkeitswerte, die Risszähigkeit und die aus der ZfP ermittelte 

Fehlergröße erforderlich. Letztere ergab sich aus Röntgen-CT-Messungen 

und den daraus abgeleiteten Gütestufen. 

Ein Sicherheitsbeiwert auf diese Fehlergröße war für die bruchmechanische 

Bewertung nicht erforderlich. Die im Vorhaben ermittelten 

Risszähigkeiten sind deutlich höher als z. B. in der FKM- 

Richtlinie „Bruchmechanischer Festigkeitsnachweis“ auf Basis eines 

konservativen Initiierungswerts angegeben. Eine Aufnahme 

der hier ermittelten Kennwerte in die FKM-Richtlinie ist vorgesehen. 

Die bruchmechanischen Berechnungen liefern konservative 

Ergebnisse und bestätigen, dass alle Proben mit Ungänzen 

hohe Belastungen bis über die Fließspannung ertragen. 

Als Fazit kann festgehalten werden, dass alle Proben mit Ungänzen 

auch trotz z. T. großer Ungänzen hohe Belastungen bis 

über die Fließspannung ertragen, was durch die bruchmechanische 

Bewertung bestätigt wird. Die Zugfestigkeit wird durch 

die Ungänzen nicht oder nur unwesentlich abgesenkt, wobei 

die Bruchdehnung mit zunehmender Ungänzengröße abnimmt. 

Für eine geregelte bruchmechanische Bewertung wird 

die Ermittlung bruchmechanischer Kennwerte von gängigem 

Stahlguss für relevante Temperaturbereiche vorgeschlagen. 

Das IGF-Vorhaben Nr.: 469 

ZN der Forschungsvereinigung 

Gießereitechnik e.V. 

(FVG), Düsseldorf, wurde 

über die AiF im Rahmen 

des Programms zur Förderung 

der industriellen 

Gemeinschaftsforschung 

und -entwicklung (IGF) 

vom Bundesministerium 

für Wirtschaft und Energie aufgrund eines Beschlusses des Deutschen 

Bundestages gefördert. 

Dr. Dieter Siegele, Dipl.-Ing. Peter Tempel, M. Sc. Math. Christian 

Eichheimer, Dr. Majid Farajian, Fraunhofer-Institut für 

Werkstoffmechanik IWM, Freiburg, Dr. Ines Veile, Fraunhofer- 

Institut für Zerstörungsfreie Prüfverfahren IZFP, Saarbrücken 

Literatur: 

[1] SEW 520: Hochfeste Stahlgusssorten mit verbesserter Schweißeignung. 

Stahl-Eisen-Werkstoffblatt, 1996. 

[2] DIN EN 10213, Stahlguss für Druckbehälter. 

[3] DIN EN 10293, Stahlguss – Stahlguss für allgemeine Anwendungen. 

[4] DIN EN ISO 9000:2005-12, Qualitätsmanagement – Grundlagen und 

Begriffe. 

[5] DIN EN 12681, Gießereiwesen – Durchstrahlungsprüfung. 

[6] DIN EN 12680-1/2, Gießereiwesen – Ultraschallprüfung, Teil 1: Stahlgussstücke 

für allgemeine Verwendung, Teil 2: Stahlgussstücke für hoch 

beanspruchte Bauteile. 

[7] Sonsino, C. M.; Grubisic, V.: Requirements for operational fatigue 

strength of high quality cast components. Mat.-wiss. u. Werkstofftechn. 

27 (1996), S. 373-390. 

[8] Hänel, B.; Haibach, E.; Seeger, T.; Wirthgen, G.; Zenner, H.: Rechnerischer 

Festigkeitsnachweis für Maschinenbauteile aus Stahl, Eisengussund 

Aluminiumwerkstoffen. FKM-Richtlinie, 4. erweiterte Ausgabe, 2002. 

[9] Hentrich, M.; Thomas, R.: Armaturen aus Stahlguss – Stahlguss für Armaturen. 

3R international 32 (1993), [Nr. 7], S. 400-408. 

[10] Von Bernus, L.; Bulavinov, A.; Joneit, D.; Kröning, M.; Dalichov, M.; 

Reddy, K. M.: Sampling phased array – a new technique for signal processing 

and ultrasonic imaging. European Conference on Non-Destructive 

Testing, 2006, We.3.1.2. 

[11] Uhlmann, N.; Pavlovic, J.; Hilbinger, M.; Salamon, M.; Nachtrab, F.; 

Bähr, R.; Mnich, F.; Hanke, R.: Höchstauflösende Röntgencomputertomografie 

zur Analyse von Gefügemerkmalen metallischer Werkstoffe. 

Giesserei 97 (2010), [Nr. 6], S. 44-49. 

[12] Einfluss von herstellungsbedingten Ungänzen auf das Werkstoffverhalten 

von Stahlguss. Schlussbericht zum IGF-Vorhaben 469 ZN, Interne 

Berichtsnummer des Fraunhofer IWM: 131/2017. 

[13] Bemessung ermüdungsbeanspruchter Stahlgussbauteile unter Berücksichtigung 

herstellungsbedingter Ungänzen – ErStaGu. IGF-Vorhaben 

19691, Projektstart für 2017 vorgesehen. 

[14] FKM-Richtlinie Rechnerischer Festigkeitsnachweis für Maschinenbauteile. 

6. überarbeitete Ausgabe, 2012. Forschungskuratorium Maschinenbau 

e. V. (FKM), Frankfurt/Main, 2012. 

[15] ASTM-Standard E1820: Standard test method for measurement of 

fracture toughness. ASTM International, West Conshohocken, PA 2005. 

[16] FKM-Richtlinie Bruchmechanischer Festigkeitsnachweis. Forschungskuratorium 

Maschinenbau e. V. (FKM), Frankfurt/Main, 2009. 

[17] Hübner, P.; Pusch, G.: Bruchsicherheitsanalyse eines rissbehafteten 

Kugelschieberzapfens. Konstruieren + Gießen 25 (2000), [Nr. 3]. 

[18] Veile, I.; Tschuncky, R.; Bruche, D.; Kopp, M.; Szielasko, K.: Zerstörungsfreie 

Materialcharakterisierung und Fehlerprüfung von Gusskomponenten. 

Giesserei 103 (2016), [Nr. 11], S. 32-35. 

[19] Gurson, A. L.: Continuum theory of ductile rupture by void nucleation 

and growth, Part I – Yield criteria and flow rules for porous ductile media. 

J. Eng. Mat. Techn. 99 (1977), S. 2-15. 

[20] Fehlerbewertungs-Programm VERB, Version 8.1, Fraunhofer IWM, 2016. 


PERSPEKTIVEN 

Gießprozess-Simulation und 

bruchmechanischer Nachweis – 

aktueller Stand und Ausblick 

Dieser Beitrag beschreibt eine neue Methodik zur Integration der Gießprozess-Simulation 

in den bruchmechanischen Nachweis für Eisengussteile. Diese Arbeit beruht auf der Empfehlung 

der VDMA-Leitlinie 23902 zur Nutzung der Gießprozess-Simulation bei der Herstellung von 

Planetenträgern für Windenergieanlagen – Gießprozess-Simulation für eine Sicherheitsbeurteilung. 

Als Beispiel diente ein typischer Planetenträger aus GJS-400. Die Bruchzähigkeit wurde aus Korrelationen 

zwischen dem simulierten lokalen Gefüge und den mechanischen Eigenschaften abgeleitet. 

Auf Grundlage der Porositätsvorhersage aus der Gießprozess-Simulation wurde eine Annahme 

zur Rissgröße getroffen. Die typische Belastung eines Planetenträgers wurde mit den aus 

der Gießprozess-Simulation resultierenden Eigenspannungen überlagert. Der bruchmechanische 

Nachweis wurde für typische Belastungsfälle geführt. Im Ergebnis konnte gezeigt werden, 

wie die virtuelle Prozessauslegung und der Nachweis der Bauteilintegrität in ein gemeinsames 

Konzept zusammengeführt werden können. Damit können durch den Einsatz der Gießprozess- 

Simulation der Materialeinsatz bereits in der Auslegungsphase optimiert und neues Leichtbaupotenzial 

erschlossen werden. 

Corinna Thomser, Peter Langenberg, Pawel Kucharczyk und Jörg C. Sturm, Aachen 

1 Ziel der Arbeit 

Niedrige Produktionskosten, endabmessungsnahe Produktion 

und ein großes Spektrum an Festigkeiten bei hoher Duktilität 

sind die bekannten Vorteile von Gusseisenwerkstoffen. Herausragende 

Beispiele für Gusseisenprodukte findet man im Motorenbau 

und auch in Form von großen Bauteilen für Windenergieanlagen. 

All diese Produkte müssen höchste Ansprüche hinsichtlich 

ihrer Lebensdauer erfüllen. 

Insbesondere bei Windkraftanwendungen ist neben Defekten, 

die die Wahrscheinlichkeit von Ermüdungsbrüchen erhöhen, 

auch der Widerstand gegen plastisches Versagen und 

insbesondere gegen Sprödbruch zunehmend Gegenstand der 

Diskussion. Für Planetenträger wird häufig Gusseisen des Typs 

GJS-700 eingesetzt, das über hohe Festigkeit verfügt, jedoch 

geringe Duktilität und Zähigkeit aufweist. Die VDMA-Arbeitsgruppe 

„Planetenträger“ hat sich mit der Frage beschäftigt, 

wie die Zähigkeitsanforderung für diese Bauteile definiert werden 

kann und eine entsprechende VDMA-Leitlinie [1, 2] erstellt. 

Diese Leitlinie beinhaltet zwei unterschiedliche numerische 

Nachweismethoden, die für eine gezieltere Auslegung eingesetzt 

werden können: 

1. die Gießprozess-Simulation und 

2. die bruchmechanische Berechnung. 

Im Hinblick auf herstellungsbedingte und unvermeidbare kritische 

Bereiche in einem Planetenträger, die zudem sehr hohen 

Gebrauchsbelastungen unterliegen können, ermöglichen 

bruchmechanische Methoden, wie sie zum Beispiel der Britische 

Standard BS 7910 [3] beschreibt, eine Bewertung der Bauteilintegrität 

unter Verwendung der Risszähigkeit des Werkstoffs. 

Ziel der hier vorgestellten Untersuchung ist die Nutzung der 

Ergebnisse aus der Gießprozess-Simulation zur Vorhersage von 

lokalen mechanischen Eigenschaften, insbesondere der üblicherweise 

nicht verfügbaren Eingangsgrößen „Risszähigkeit“ 

und lokale Festigkeiten. Darüber hinaus können mögliche Abmessungen 

eines Defekts in dem Bereich mit höchsten kriti- 


1. Lokales Gefüge und 

Werkstoffeigenschaften, Zähigkeit, 

Defekte und Eigenspannungen 

2. Sicherheit 

3. Optimierte Auslegung 

Gießprozess 

Herstellung 

Zähigkeitsorientierte 

Auslegung 

Bild 1: Vorgehensweise für die Auslegung eines sicheren, wirtschaftlichen und nachhaltigen Bauteils durch die Kombination von 

Gießprozess-Simulation und bruchmechanischem Nachweis. 

GRAFIKEN: MAGMA GIESSEREITECHNOLOGIE / IWT-SOLUTIONS 

schen Belastungen für den bruchmechanischen Nachweis aus 

den Simulationen abgeleitet werden. Dazu wird die Möglichkeit 

zur Vorhersage lokaler Porosität aus der Gießprozess-Simulation 

genutzt. In einem zweiten Schritt wird diese Information 

als Eingangsgröße für die Ableitung einer Rissgeometrie verwendet, 

die für den bruchmechanischen Nachweis notwendig 

ist. Schließlich können neben den äußeren Belastungen auch 

die intern entstandenen Eigenspannungen aus dem Gießprozess 

in die Berechnungen für den bruchmechanischen Nachweis 

einbezogen werden. Bild 1 zeigt in einem Überblick den 

grundlegenden Ablauf des Verfahrens. 

2 Bedingungen für einen bruchmechanischen Nachweis 

nach VDMA-Richtlinie 23902 

Bei der Auslegung eines neuen Gussbauteils müssen die folgenden 

Grenzzustände berücksichtigt werden, um die Geometrie 

und Werkstofffestigkeit des Teiles ableiten zu können: 

1. Grenzzustand der Gebrauchstauglichkeit, 

2. Grenzzustand der Tragfähigkeit, 

3. Sprödbruchvermeidung (als Ergänzung zu 1. und 2.), 

4. Grenzzustand der Ermüdung (als Ergänzung zu 

1. und 2.) und 

5. Korrosionsbeständigkeit (sofern notwendig). 

Der Grenzzustand der Gebrauchstauglichkeit entspricht dem 

üblichen Betriebszustand der Bauteile. Er ist verbunden mit 

dem elastischen Verhalten, da eine Formveränderung zwar zu 

einem Funktionsverlust, aber zu keinem Integritätsverlust führen 

würde. Der Grenzzustand der Tragfähigkeit schließt den 

Überlastungsfall ein, der zu einem plötzlichen Vollausfall führen 

kann. Bei Stahl- und Eisenprodukten besteht ein gewisser 

Zusammenhang mit der Zugfestigkeit R m 

, die mit Hilfe von uniaxialen 

Zugversuchen ermittelt wird. Sprödbruch, Ermüdung 

und Korrosionsbeständigkeit sind spezielle Fälle, die bei der 

Auslegung gesondert betrachtet werden müssen. 

Gebrauchstauglichkeit und Tragfähigkeit sowie Ermüdungsund 

Korrosionsprobleme werden in diesem Beitrag nicht bzw. 

an anderer Stelle [4] behandelt. Die hier beschriebene Arbeit 

befasst sich hauptsächlich mit der Vermeidung von Sprödbruch. 

Hierzu werden die Zähigkeitsanforderungen, die zumeist 

Teil der Werkstoffspezifikationen sind, oder die in der 

VDMA-Leitlinie 23902 [2] vorgeschlagene zähigkeitsorientierte 

Auslegung hinzugezogen. Das Werkstoffverhalten wird in 

der Regel in Kerbschlagbiegeversuchen bestimmt. Bei Erstzulassungen 

oder komplizierten Fällen lässt sich am besten über 

eine bruchmechanische Untersuchung eine geeignete zähigkeitsorientierte 

Auslegung erzielen. Dies gilt auch für Planetenträger 

aus GJS-700 gemäß der VDMA-Leitlinie [1] oder für 

den Einsatz unter kalten klimatischen Bedingungen. 

Bei einem linearen elastischen Bauteilverhalten (wie es für 

die Anwendung der VDMA-Leitlinie 23902 und GJS-700 ange- 


PERSPEKTIVEN 

Bild 2: Auf Planetenträger anwendbare bruchmechanische Modelle – eingebettete Risse. 

Bild 3: Failure Assessment Diagram (FAD). 

nommen wird) kann die risstreibende 

Kraft einfach aus den Ergebnissen 

einer Analyse typischer Rissgeometrien 

abgeleitet werden, wie in 

Bild 2 dargestellt [2, 3]. 

In Fällen, in denen ein elastischplastisches 

Materialverhalten angenommen 

werden kann, z. B. bei 

Gusseisen des Typs GJS-400-LT (aber 

auch für ADI-800 oder -1000), ist es 

möglich, anstelle von FEM-Simulationen 

mit dem analytischen Failure 

Assessment Diagram (FAD) zu arbeiten. 

Diese Methode ist Teil bruchmechanischer 

Beurteilungsstandards 

wie dem britischen Standard BS7910, 

dem amerikanischen Standard 

API 579 oder der deutschen FKM- 

Richtlinie [3, 5, 6]. 

Bild 3 zeigt ein Failure Assessment 

Diagram (FAD). Die Grenzzustandsbedingung 

für die Rissentstehung 

verläuft entlang der in dem 

Diagramm dargestellten Kurve 

K r 

= f (L r 

). Der Verlauf dieser Kurve 

ist abhängig von den Eingangsgrößen 

Streckgrenze, Zugfestigkeit und Belastung und ist hier für 

Werkstoffe mit kontinuierlicher Fließkurve dargestellt. 

Das Failure Assessment Diagram (FAD) (Bild 3) ist wie folgt 

zu lesen: Für jedes Bruchproblem kann auf der Grundlage 

der mechanischen Eigenschaften des Werkstoffes (Festigkeit 

und Zähigkeit), der Riss- und Bauteilgeometrie sowie der Belastung 

ein Auslegungspunkt {K r,i 

;L r,i 

} abgeleitet werden. Jeder 

Punkt innerhalb der Kurve bedeutet sicheres Verhalten, 

während jeder außerhalb liegende Punkt (rote Kreise) unsicheres 

Verhalten bedeutet. 

An der Ordinate des Diagramms gibt K r 

das bruchmechanische 

Verhalten als einer der Faktoren dieses sogenannten 

2-Kriterien-Ansatzes an. Die aus dem Spannungsintensitätsfaktor 

K I 

(linear-elastische Bruchmechanik) berechnete risstreibende 

Kraft wird mit dem Bruchzähigkeitswert K mat 

normalisiert. 

Daraus ergibt sich K r 

= K I 

/K mat 

. In dieser Gleichung steht 

der Wert K mat 

für die Risszähigkeit des Werkstoffs. 

Die Anwendung der Funktion ermöglicht die Berücksichtigung 

lokaler Plastizitätseffekte vor der Rissspitze bei gleichzeitiger 

Verwendung eines linear-elastischen Spannungsintensitätsfaktors 

für die Berechnung der risstreibenden Kraft 

in Abhängigkeit von der Rissgeometrie und der anliegenden 

Nennspannung (für Modelle wie in Bild 2 dargestellt). 

Ein anerkannter Nachteil der bruchmechanischen Analyse 

ist jedoch, dass die Risszähigkeitswerte zunächst nur aus sehr 

kostenintensiven und zeitaufwendigen Risszähigkeitsversuchen 

ermittelt werden müssen. Dazu muss festgehalten werden, dass 

nur wenige Labore in der Lage sind, diese Tests durchzuführen, 

und von diesen Laboren sind darüber hinaus nur wenige zertifiziert, 

z. B. nach DIN EN ISO/IEC 17025. Daher ist es sehr nützlich, 

eine alternative Quelle für die Bruchzähigkeitswerte, wie 

sie in diesem Beitrag vorgestellt und in Abschnitt 3.3 näher beschrieben 

wird, zur Verfügung zu haben. 

Auf der Abszisse ist das zweite Kriterium L r 

aufgetragen. 

Es stellt das festigkeitsorientierte Verhalten dar. Es ist zu verstehen 

als eine Art Spannungswirkung relativ zur Fließspannung 

in dem Bauteilquerschnitt, in dem der Riss vorliegt. Zur 

Berechnung des Wertes L r 

wird die Nennspannung (in der Re- 


gel als Auslegungsspannung σ d 

bezeichnet) mit der Fließspannung 

des Bauteils σ gy 

(mit „gy” = Bauteilfließspannung) auf der 

X-Achse normalisiert. Für Modelle, wie in Bild 2 dargestellt, kann 

der Wert für die Fließspannung σ gy 

den oben erwähnten kritischen 

technischen Beurteilungsstandards entnommen werden. 

Sie kann aber auch aus anderen Literaturquellen individuell 

hergeleitet oder im Idealfall aus einer FEM-Analyse abgeleitet 

werden. 

Der Punkt, in dem der Belastungspfad die Grenzzustandskurve 

schneidet, gibt an, dass die kritische Grenzbelastung für 

den Beginn eines instabilen Bruches erreicht ist. Folglich stellen 

alle Nachweispunkte {K r 

, i 

; L r 

, i 

} des Pfades innerhalb des Bereiches 

unterhalb der Kurve ein sicheres und alle Punkte außerhalb 

dieses Bereiches ein unsicheres Bauteilverhalten dar. 

Die Anwendung des Failure Assessment Diagram (FAD) ist eine 

allgemein anerkannte Methode. Sie deckt eine große Zahl von 

Gusseisensorten und deren lineares elastisches Verhalten ab. 

3 Gießprozess-Simulation 

3.1 Modell 

Die Gießprozess-Simulation kann zahlreiche Eingangsgrößen 

für den bruchmechanischen Nachweis liefern, etwa die lokale 

Vorhersage von Defekten, Eigenspannungen, Gefügeausbildung 

und mechanischen Eigenschaften. Neben den lokalen 

Abkühlbedingungen üben auch die Legierungszusammensetzung, 

die Schmelzebehandlung und die angewandte Metallurgie 

einen wesentlichen Einfluss auf das Endgefüge und die daraus 

resultierenden mechanischen Eigenschaften eines Gussteils 

aus (Bild 4) [7]. 

Gießereiingenieure nutzen diese Prozessvariablen, um das 

gewünschte Gefüge und die entsprechenden mechanischen 

Eigenschaften wie Zugfestigkeit und Duktilität einzustellen. 

Gleichzeitig versuchen sie, unerwünschte Erscheinungen (wie 

Eingangsgrößen Modelle Ergebnisse 

Schmelzequalität,Impfung, 

chemische Zusammensetzung 

Keimhaushalt 

Seigerung 

neue Phasen 

Kontraktion/Expansion 

eutektische Zellen 

Anzahl Grafitpartikel 

Nodularität 

Kühlrate 

Porosität 

lokale Abkühlrate 

Ausleeren 

Kinetik der Phasenumwandlungen 

Diffusion der 

Legierungselemente 

Perlit/Ferrit-Verhältnis 

Perlit/Ferrit-Wachstum 

mechanische Eigenschaften 

Bild 4: 

Simulation von 

Gusseisengefügen 

unter Berücksichtigung 

von Eingangsgrößen, 

Modellen 

und verfügbaren 

Ergebnissen. 

Gießsystem 

Legierung: Gusseisen (GJS 400) 

Gussteilgewicht: ~ 3,3 t 

Gussteilhöhe: ~ 1,2 m 

Maximale Wanddicke: ~ 32 cm 

Sandform: Furan 

Gießtemperatur: 1400 °C 

Gießdauer: 45 s 

Ausleertemperatur: 200 °C 

Entfernung Gießsystem: 150 °C 

Speiser 

Gussteil 

Kühlkokillen 

Bild 5: 

Modell zur Gießprozess- 

Simulation und berücksichtige 

Parameter 

aus dem Gießprozess. 


PERSPEKTIVEN 

Porosität oder Dross) und ungünstige Gefügeausbildungen zu 

vermeiden. Die Modellierung des Gießprozesses und die angenommenen 

Parameter sind in Bild 5 dargestellt. 

In Bild 6 ist der für den bruchmechanischen Nachweis relevante 

kritische Bereich des Planetenträgers markiert. Dieser 

Bereich wurde mit Hilfe einer Finite-Elemente-Simulation bzw. 

einer Worst-Case-Analyse ermittelt. Diese wird an dieser Stelle 

nicht näher beschrieben, kann jedoch als typisch für diese 

Bauteile angenommen werden. 

Als Qualitätskriterium für das Gussteil 

wird die Gesamtporosität im kritischen 

Bereich angenommen, da 

die Porosität als wesentlicher Auslöser 

für die Entstehung von Rissen 

und deren Wachstum unter 

Gebrauchsbedingungen wirken 

kann. Die Porosität kann daher für 

eine begrenzte Lebensdauer des 

gegossenen Bauteils verantwortlich 

sein. Die Gesamtporosität im 

kritischen Bereich wird stark durch 

den Gießprozess selbst beeinflusst. 

Zum Beispiel werden für die Analyse 

der Zuverlässigkeit des Gießprozesses 

und der Versagensrisiken die folgenden Prozessparameter 

berücksichtigt: 

– Schmelzequalität 

– Gießtechnik, hier Einsatz von Kühlkokillen. 

Die Ergebnisse einer virtuellen Versuchsplanung (DOE Design 

of Experiments) sind in Bild 7 dargestellt. Jeder Punkt in der 

Grafik repräsentiert das Ergebnis einer einzelnen Simulation. Es 

3.2 Vorhersage der Porosität 

Hochbelasteter 

Bereich unter 

Gebrauchsbedingungen 

Bild 6: 

Hochbelasteter Bereich des Planetenträgers, 

der für den bruchmechanischen 

Nachweis unter 

Gebrauchsbedingungen herangezogen 

wird. 

schlechtester Fall 

Gesamtporosität im kritischen Bereich, cm 3 

mit Kühlkokillen 

ohne Kühlkokillen 

bester Fall 

Schmelzequalität 

Bild 7: Streudiagramm eines virtuellen Versuchsplans (DOE Design of Experiments), in dem die simulierte Gesamtporosität 

in dem kritischen Bereich als Funktion der Schmelzequalität dargestellt ist. Jeder Punkt repräsentiert die Porositätsergebnisse jeweils 

eines virtuellen Versuchs unter verschiedenen Bedingungen. 


ist zu erkennen, dass der Einsatz von Kühlkokillen einen starken 

Einfluss auf die Porosität hat. Die Gießprozess-Simulation sagt 

bei Nutzung von Kühlkokillen im kritischen Bereich geringe Porosität 

voraus, und zwar unabhängig von der Schmelzequalität. 

Analog führt bei einem Gießprozess ohne Kühlkokillen eine 

gute Schmelzequalität zu einer Reduzierung der Porosität 

im kritischen Bereich des Gussteils, während eine schlechte 

Schmelzequalität zu vergleichsweise stark ausgeprägter Porosität 

führt. 

Die virtuelle Versuchsplanung diente zur Identifizierung 

der folgenden beiden Szenarien, die für den bruchmechanischen 

Ansatz zu berücksichtigen sind: 

Schlimmster Fall: Eine Gesamtporosität mit einem Volumen 

von ~36 cm 3 wird, verteilt 

auf vier verschiedene Stellen (d. h. 

~9 cm 3 Porosität pro Stelle), innerhalb 

des kritischen Bereichs detektiert. 

Es wurde bewusst eine hohe 

Porosität angenommen, die in der 

Regel bei einem simulationsgestützten, 

qualifizierten Gießprozess vermieden 

werden kann. 

Bester Fall: Im kritischen Bereich 

liegt geringe Porosität vor. 

3.4 Eigenspannungen beim Gießen 

Während des Gießens und Erstarrens von Gussteilen entstehen 

lokal unterschiedliche Temperaturgradienten. Die verschiedenen 

Temperaturfelder führen zu unterschiedlicher 

Kontraktion innerhalb des Gussteils und damit zu Eigenspannungen 

und Verzug. Die Entstehung der entsprechenden mechanischen 

Felder wird mit Hilfe eines zeitabhängigen konstitutiven 

Modells berechnet, das Kriechen und die plastische 

Verformung in einem vereinheitlichten Ansatz berücksichtigt. 

Der Grenzfläche zwischen dem Gusswerkstoff und den umgebenden 

Kern- und Formwerkstoffen wird mit Hilfe eines 

Kontaktalgorithmus Rechnung getragen. So wird die durch 

Risszähigkeit 

J i,SZW 

in N/mm 

3.3 Berechnung der Bruchzähigkeit 

In der Literatur wird über den Einfluss 

der Gefüge- und mechanischen 

Eigenschaften auf die Bruchzähigkeit 

am Beispiel der Werkstoffgruppe 

GJS-400 [8, 9] berichtet. Drei verschiedene 

Korrelationen wurden abhängig 

von den Einflussparametern 

abgeleitet und die jeweilige Bruchzähigkeit 

gemessen. Die wesentlichen 

Parameter für die Bruchzähigkeitsberechnungen 

sind: 

– Mittlerer Kugelabstand, 

– Nodularität, 

– Streckgrenze, 

– Bruchdehnung und 

– Perlitgehalt. 


Bild 8: Simulierte Bruchzähigkeit, J i,SZW 

in N/mm, niedrigster vorhergesagter Bruchzähigkeitswert 

(konservativer Ansatz). 

max. Hauptspannung, 

MPa 

Außer der Nodularität werden alle 

erforderlichen Parameter in der 

Gießprozess-Simulation lokal vorhergesagt. 

Bild 8 zeigt die Simulation 

der Bruchzähigkeit unter 

Annahme der Korrelation, die die 

niedrigsten Bruchzähigkeitswerte 

vorhersagt (konservativer Ansatz). 

Auch der untersuchte Querschnitt 

ist eingezeichnet. Eine detaillierte 

Beschreibung der Ableitung der 

Bruchzähigkeit aus den Ergebnissen 

einer Gießprozess-Simulation ist in 

der Literatur zu finden [10]. 


Bild 9: Ergebnisse der Berechnungen der Spannungen aus dem Gießprozess, maximale 

Hauptspannung bei Raumtemperatur. 


PERSPEKTIVEN 

die Sandform und die Sandkerne bedingte Schwindungsbehinderung 

bei der Spannungssimulation berücksichtigt. Auch 

das temperaturabhängige, nichtlineare Verhalten der mechanischen 

und thermophysikalischen Werkstoffparameter findet 

Eingang in die Simulation [11]. Die Ergebnisse der Spannungsberechnung 

für den Planetenträger zeigt Bild 9. 

4 Bruchmechanische Berechnung 

4.1 Eingangsgrößen für die Berechnung 

Tabelle 1: Fehlergröße für ein a/c-Verhältnis von 0,2. 

Geometrische Kennwerte 

Abmessungen 

V 9 cm 3 

a 

9,5 mm 

c 

47,5 mm 

2a 

19 mm 

2c 

95,1 mm 

Die bruchmechanische Berechnung beruht auf berechneten 

Spannungsverteilungen über die Wanddicke. Die maximale 

Auslegungszugspannung wurde mit σ D 

= 160 MPa angenommen. 

Die Bruchgeometrie wird aus dem Worst-Case-Szenario 

der Porositätsvorhersage im Rahmen der Gießprozess-Simulation 

abgeleitet, indem das entsprechende Porengrößenvolumen 

an einer der vier Stellen V = 9 cm 3 (Abschnitt 3.2) auf ein 

flaches zigarrenförmiges Ellipsoid mit den drei Achsen a, b und 

c übertragen wird. Die Projektion des Ellipsoids auf eine Fläche 

(b nimmt den Wert null an) wird dann als maximale Rissgröße 

mit c und der halben Achse a angenommen. Die Projektion der 

b-Achse auf die Fläche wurde durch die Annahme gerechtfertigt, 

dass die Länge der b-Achse nur 0,5 ⋅ a beträgt. Eine weitere 

konservative Annahme ist, dass das a/c-Verhältnis des innenliegenden 

elliptischen Risses 0,2 beträgt. Aber auch für andere 

a/c-Verhältnisse, die zu einer runderen Rissform führen, 

wurden die Auswirkungen untersucht [10]. 

Der Tabelle 1 ist die Rissgeometrie, die als Grundlage für die 

Berechnung gedient hat, zu entnehmen. Es handelt sich hierbei 

wirklich um das Worst-Case-Szenario, denn es wird angenommen, 

dass sich die Porosität an einer Stelle in einem einzelnen 

großen Defekt im kritischen Bereich konzentriert. Als 

Fehlerposition wurde gemäß der VDMA-Leitlinie 23902 eine 

Randzonenposition mit einem Abstand d = 5 mm zur Oberfläche 

gewählt [2]. 

Auf der Grundlage der Abmessungen des Planetenträgers 

ergeben sich für das Röhrenmodell (in Bild 2) folgende Abmessungen: 

– Innenradius R 1 

= 272.5 mm, 

– Wanddicke t = 150 mm. 

Für dieses Modell lassen sich der Spannungsintensitätsfaktor 

und die Grenzbelastung mit Hilfe von gängigen Formeln aus 

Handbüchern oder den erwähnten Leitlinien [3, 5, 6] mit einer 

Berechnungssoftware ermitteln [12]. 

Die Kombination mit der Gießprozess-Simulation erfolgt auf 

der Widerstandsseite. In Tabelle 2 sind die wesentlichen aus der 

Gießprozess-Simulation übernommenen Parameter aufgeführt. 

Die Ergebnisse der Berechnung sind beispielhaft in Bild 10 

für den Lastfall Grenzzustand der Gebrauchstauglichkeit unter 

Berücksichtigung verschiedener Eigenspannungsniveaus 

dargestellt. Für ES 10 (grünes Quadrat) wird ein sicheres Verhalten 

vorhergesagt. 

Die simulierten Eigenspannungen aus dem Gießprozess liegen 

bei knapp 20 % der 0,2 %-Dehngrenze, d. h., sie entsprechen 

ES 20. Der Auslegungspunkt liegt knapp unter der Grenzlinie. 

Für diesen Lastfall ist das Bauteil hinsichtlich der durch 

den Gießprozess bedingten Eigenspannungen noch als sicher 

zu bewerten, denn das gelbe Dreieck befindet sich innerhalb 

des sicheren Bereiches des Failure Assessment Diagram (FAD). 

Tabelle 2: Eingangsgrößen für den Werkstoff (Widerstandsseite). 

Werkstoffkennwert Verwendeter Wert Quelle 

Auswirkung 

auf die bruchmechanische 

Berechnung 

Festigkeit 

0,2 %-Dehngrenze (R p0,2 

), MPa 278 Simulation 

Zugfestigkeit R m 

, MPa 421 Simulation 

Koordinate L r 

Zähigkeit 

Elastizitätsmodul E, GPa 168 Simulation 

Poisson-Zahl ν 0,275 DIN EN 1563 

Übertragung von J in K mat 

J-Integral, N/mm 20,94 Simulation, s. Bild 8 

K mat 

, MPa√m 62 Berechnungsformel 

K mat 

= [J c,i 

⋅ E/(1- ν 2 )] 0,5 

Koordinate K r 


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PERSPEKTIVEN 

Bild 10: Bruchmechanische 

Berechnung des Lastfalls Grenzzustand 

der Gebrauchstauglichkeit 

unter Berücksichtigung 

von Eigenspannungen aus dem 

Gießprozess (s. Bild 9) im Planetenträger. 

Der Auslegungspunkt liegt jedoch sehr nahe an der Grenzlinie. 

Für ES 30 wird ein unsicheres Verhalten vorhergesagt. Der 

Auslegungspunkt (rotes Quadrat) liegt außerhalb der Grenzlinie 

des Failure Assessment Diagram (FAD). 

In der Literatur werden zahlreiche andere Lastfälle im Detail 

diskutiert [10]. Falls unsicheres Verhalten vorhergesagt wird, 

stehen verschiedene Alternativen zur Verfügung: 

1. Fehlerreduzierung durch simulationsunterstütztes Gießen, 

2. Steigerung der lokalen Bruchzähigkeit durch gezielte 

Gefügeveränderung und 

3. Veränderung der Auslegung und/oder Belastungen des 

Planetenträgers. 

5 Zusammenfassung und Ausblick 

Dieser Beitrag stellt das Potenzial für die Zusammenführung 

zweier numerischer Nachweismethoden für die sichere Auslegung 

und Qualitätsoptimierung am Beispiel eines Windkraftbauteils 

aus Gusseisen vor. Diese Methodik unterstützt sowohl 

den Hersteller als auch den Gussteilanwender bei der Einstellung 

gewünschter mechanischer Eigenschaften und innerer 

Fehlerfreiheit und bietet damit Schutz gegen jede Art von Dehnungs- 

oder Versprödungsbrüchen. 

Die Kombination der beiden Methoden wurde am Beispiel 

eines Planetenträgers aus dem Werkstoff GJS-400 für Getriebekästen 

in Windenergieanlagen angewendet. Im Ergebnis zeigte 

sich, dass die folgenden, für eine bruchmechanische Berechnung 

notwendigen Eingangsgrößen mit Hilfe von Gießprozess- 

Simulationen bereitgestellt werden können: 

– Nachweis einer maximalen Defektgröße mit Hilfe von Porositätsvorhersagen, 

– lokale Gefügeausbildung und mechanische Eigenschaften 

des Gusseisens, 

– Berechnung örtlich aufgelöster Risszähigkeitseigenschaften 

und damit Vermeidung aufwendiger Versuche, 

– durch den Gießprozess bedingte Eigenspannungen 

im Gussbauteil. 

Dank der Kenntnisse über die lokale Bruchzähigkeit, die wichtigste 

Werkstoffeingangsgröße für die Berechnung, kann eine 

bestehende Lücke geschlossen werden. Um diese Daten für den 

Werkstoff GJS-400 zu erhalten, wurden bestehende Korrelationen 

zwischen den mechanischen Eigenschaften, dem Gefüge 

und der Bruchzähigkeit aus der Literatur übernommen und 

für die Gießprozess-Simulation genutzt. Die Ergebnisse dieser 

Berechnung fanden Eingang in den bruchmechanischen Nachweis. 

Die Kombination beider Methoden in ein gemeinsames 

Konzept bietet folgende Vorteile: 

1. Die Kombination von Gießprozess-Simulation und bruchmechanischem 

Nachweis bietet die Möglichkeit einer sicheren 

und gewichtssparenden Gussteilauslegung bereits 

während der Auslegungsphase. Dies setzt jedoch voraus, 

dass die Gussteilauslegung und die Entwicklung des Gießprozesses 

für neue Bauteile Hand in Hand gehen. 

2. Durch die Gießprozess-Simulation lassen sich die Bereiche 

eines Gussteils identifizieren, die möglicherweise von Fehlern 

betroffen sind. Dieses Wissen kann genutzt werden, um 

kritische Bruchszenarien, auch im Hinblick auf die Prozesssicherheit, 

abzuleiten. Dies ist umso wichtiger, wenn die Methodik 

auch auf die Berechnung für den Ermüdungsfestigkeitsnachweis 

ausgedehnt werden soll. 

3. Aus dem Ergebnis der Berechnung können die maximal tolerierbaren 

Fehler abgeleitet werden. Dies ist hilfreich bei 

Entscheidungen hinsichtlich der notwendigen Qualitätsniveaus. 

Wenn vergleichsweise niedrige Qualitätsniveaus ausreichend 

sind (eine entsprechende zerstörungsfreie Prüf- 


schärfe vorausgesetzt), können die 

Gussteile zu niedrigeren Kosten produziert 

werden. 

4. Die Bruchzähigkeit kann durch die 

Gießprozess-Simulation vorhergesagt 

werden. Dadurch können wesentliche 

Einsparungen bei den 

Versuchskosten und entsprechende 

Zeitgewinne erzielt werden. Die 

Vorhersage erfolgt auf der Grundlage 

einer relativ einfachen Korrelation 

zwischen dem Gefüge und den mechanischen 

Eigenschaften. 

5. Ein Nebeneffekt dieser integrierten 

Methode besteht darin, dass die 

Gießprozess-Simulation auch zur Entwicklung 

repräsentativer Versuchsproben 

eingesetzt werden kann, die 

die gleichen mechanischen Eigenschaften 

aufweisen wie die kritischen 

Querschnittsbereiche. 

6. Eigenspannungen, die aufgrund fehlender 

Kenntnis oder fehlender experimenteller 

Validierung ihrer absoluten 

Werte häufig nicht hinreichend 

berücksichtigt werden, ergeben sich 

aus der Gießprozess-Simulation und 

können unmittelbar als Eingangsgrößen 

in die bruchmechanische 

Berechnung einfließen. Dies schafft 

zusätzliche Sicherheit. 

Die Autoren dieses Beitrags sind sich 

bewusst, dass das Ergebnis der hier 

vorgestellten kombinierten Methodik 

nur der Anfang eines zukünftigen Entwicklungsprozesses 

sein kann, an dessen 

Ende die Möglichkeit zur optimierten 

Auslegung von Gusseisenteilen stehen 

sollte. Diese Aussicht wird umso 

interessanter, je mehr Leichtbaukonzepte 

bei den neuen Hochleistungswindenergieanlagen 

der 10-MW-Klasse an 

Bedeutung gewinnen, um im Wettbewerb 

bestehen zu können. 

hochfestem Gusseisen in Getrieben für Windenergieanlagen. 

CWD Aachen, 2013. 

[2] VDMA Guideline 23902: Guideline for fracture 

mechanical strength assessment of planet 

carriers made of nodular cast iron EN- 

GJS-700-2 for wind turbine gear boxes. 2014. 

[3] BS7910: Guideline on methods for assessing 

the acceptability of flaws in metallic structures. 

British Standard Institutions, 2013. 

[4] Thomser, C.; Bodenburg, M.; Sturm, J. C.: 

Optimized durability prediction of cast iron 

based on local microstructure. International 

Journal of Metalcasting. DOI: 10.1007/s40962- 

016-0091-x. 

[5] FKM Heft 258: Bruchmechanischer Festigkeitsnachweis, 

2009 (Info: www.vdma/fkm). 

[6] API RP 579-1 / ASME FFS-1: Fitness-for-service. 

API Publishing Services, First edition, Jan. 

2016. 

[7] Sturm, J. C.; Busch, G.; Spangenberg, J.: 

Stand der Simulation für Gusseisen. Giesserei 

(2004), [Nr. 2]. 

[8] Baer, W.: Bruchmechanische Bewertung ferritischer 

Gusseisenwerkstoffe sowie artgleicher 

Schweißverbindungen bei statischer Beanspruchung. 

Diss. TU Bergakademie Freiberg, 1996. 

[9] Pusch, G.; Henkel, S.; Biermann, P.; Hübner, 

P.; Ludwig, A.; Trubitz, P.; Mottitschka, T.; Krüger, 

L.: Determination of fracture mechanics 

parameters for cast iron materials under static 

dynamic and cyclic loading. Dedicated to 

Professor Meinhard Kuna on the occasion of 

his 65 th birthday, 2015. 

[10] Langenberg, P.; Thomser, C.; Sturm J. C.; 

Kucharczyk, P.: Integration of casting process 

simulation into safety-oriented component 

design – Status and outlook. CastTec Conference, 

November 2016, Darmstadt. 

[11] Thorborg, J.; Klinkhammer, J.; Heitzer, M.: 

Integrated modelling of transitions in mechanical 

conditions during casting and heat treatment. 

Proc., 14 th Int. Conf. on Modeling of Casting, 

Welding and Advanced Solidification Processes, 

vol. 14, 2015. 

[12] IWM Verb 8-1. Fraunhofer Institut für Werkstoffmechanik, 

Freiburg, 2016. 

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Dr. Peter Langenberg und Dr.-Ing. Pawel 

Kucharczyk, IWT-Solutions AG, Aachen, 

Dr.-Ing. Jörg C. Sturm, MAGMA 

Gießereitechnologie GmbH, Aachen 

Literatur: 

[1] Broeckmann, C.; Bartz, M.; Keusemann, S.; 

Krull, F.; Langenberg, P.: Bruchmechanischer 

Festigkeitsnachweis für Planetenträger aus 

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PERSPEKTIVEN 

Effect of porosity on mechanical 

properties of Al-castings 

Mathematical relations, according to which the influence of pores on the quasistatic and cyclic 

strength properties of Al-castings can be calculated, are presented. The equations are verified 

by quasistatic tensile tests as well as determined S-N-lines of notched and unnotched samples 

of different aluminum-alloys. 

Rüdiger Bähr and Heribert Stroppe, Magdeburg, Germany 

1 Introduction 

Pores in castings worsen the static and cyclic strength properties. 

In addition, existing notches in the castings affect the 

strength behavior. Although a wide range of investigations 

during the past years was made for this purpose, there is a considerable 

need for clarification concerning the effect of porosity 

on the real damage behavior. Calculation models are needed 

which enable to describe the influences of all relevant material 

and stress parameters on the mechanical behavior of castings. 

2 Quasistatic strength properties and porosity 

2.1 Theoretical approach 

If P = P % / 100 is the determined porosity resulting from the metallographic 

micrograph, the reduction of 0.2 %-yield strength 

R p0.2 

, ultimate tensile strength R m 

and elastic modulus E can 

be calculated corresponding to the following mathematical 

relations [1]: 

(1) 

(2) 

(3) 

The quantities with the superscripted index “0” indicate the 

data for the castings free of pores. The quantity s in Equation 

(2) is the shape factor of the pores (Figure 1), which describes 

the 2D-form of the pores. It is defined as follows: 

C P 

length of the circuit of the pore in the metallographic 

micrograph 

S P 

area of the pore in the metallographic micrograph 

For circle-shaped pores s is unity. As shown above, the pores’ 

shape only affects the ultimate tensile strength, not the yield 

strength or the Young’s modulus. 

With the quantities following from the Equations (1), (2), and 

(3), the elongation at fracture A for the porous state can be calculated 

as follows [1]: 

with n as strain hardening exponent in the equation for the 

stress-strain curve σ = Kε n (σ – true stress, ε – plastic strain, K – 

material constant). 

(4) 

(5) 

Figure 1: 

Pores with different 

values for the shape 

factor s [2] 


2.1 Experimental results and discussion 

With the help of the above mentioned equations, the results of 

the investigations carried out in [2] with the alloy AlSi9Cu3(Fe) 

(EN AC 46000) with porosities of up to 27 % and shape factors 

between s = 1.8 and 2.1, could be described well (Table 1). As 

predicted by the above equations, the pore shape affects only 

the ultimate tensile strength R m 

and the elongation at fracture 

A but not the 0.2 %-yield strength R p0.2 

. The Equations (1) 

to (5) are independent of the specific material, as shown in [3] 

by samples of ferritic ductile iron EN-GJS-400 with porosities 

of up to 40 %. 

3 Fatigue strength, fatigue life and porosity 

3.1 Theoretical approach 

While cyclic loading of a component, its damage behavior depends 

significantly on the interaction of the “inner” notch effect 

caused by porosity and on the stress peaks caused by notches 

in the components. Experiences showed that the sensitivity of 

an alloy declines with increasing porosity and the influence of 

porosity decreases in areas close to notches. This means that 

it cannot be assessed how strongly the porosity influences the 

material fatigue without considering existing notches in the 

component. Decisive for this is the notch sensitivity of the alloy 

which depends also on the local stress concentrations at pores. 

If σ 0 

is the fatigue strength (nominal stress amplitude) of an 

Al-alloy in the unnotched and pore free condition, the fatigue 

strength σ (also nominal stress amplitude) for the notched, porous 

condition can be calculated by the following relation for 

a given fatigue life [6]: 

P Porosity = P %/100, resulting from the metallographic 

micrograph 

s 

shape factor of the pores (average value) according to 

Equation (4) 

η notch sensitivity of the Al-alloy (depending on the material 

as well as on the local stress gradient) 

On the basis of the fracture mechanics, an analytical model was 

developed in [4], after which the fatigue strength σ 0 

for a pore 

free and unnotched condition can be calculated from the elastic 

(Young’s) modulus E and the ultimate tensile strength R m 

. 

(6) 

Equation (6) shows, that the knowledge of the amount of the 

porosity P and the form of the pores s alone does not suffice 

to make a statement concerning their influence on the fatigue 

strength and number of cycles at failure. The notch sensitivity 

η of the alloy is an additional important parameter. For its determination, 

the following approach of A. Thum and W. Buchmann 

[5] was proposed: 

K t 

(static) theoretical notch stress concentration factor 

K f 

fatigue notch factor 

K f = 0 / (1 # K f $ K t ) (8) 

K f 

depends on the loading mode of the component as well as 

on the notch geometry and additionally also on the material 

behavior which is also determined by the stress gradient. For 

K t 

= 1 is K f 

= 1 and η = 0 (totally notch unsensitive material); for 

K f 

= K t 

is η = 1 (totally notch sensitive material). 

In [6] the following approach was proposed for the approximativ 

calculation of K f 

for Al-alloys: 

S = R p0.2 

/ R m 

yield strength ratio 

n strain hardening exponent in the stress-strain curve 

of the material (see above) 

M mean stress sensitivity of the alloy 

As shown in [4], the following applies for Al-alloys as approximation: 

(7) 

(9) 

(10) 

The notch sensitivity η for a given notch geometry can therefore 

be determined from parameters of the tensile test after 

the Equations (7) and (9). The accordingly calculated value for 

η can exceed the maximum value of 1 in exceptional cases. 

Table 1: Relationship between yield strength R p0.2 

, ultimate tensile strength R m 

and elongation at fracture A with area percentage 

of porosity P and shape factor s, measured [2]/calculated [1]; AlSi9Cu3(Fe) (EN AC 46000); E 0 = 75 GPa 

P, % 0 1.5 – 2.5 3.5 – 4.5 5.5 – 8.5 12 – 18 15 – 27 

s 1.78 1.78 1.78 1.79 1.98 2.1 

R p0.2 

, MPa 170 160/165 – 155 160/172 – 149 160/170 – 150 155/170 – 140 135/140 – 130 

R m 

, MPa 300 286/290 – 282 267/270 – 265 251/258 – 243 205/210 – 200 170/175 – 165 

A, % 1.7 1.6/1.7 – 1.5 1.45/1.65 – 1.25 1.11/1.2 – 1.0 0.7 / 0.75 – 0.65 0.53/0.65 – 0.4 


PERSPEKTIVEN 

With P = 0 from the above mentioned general relation (6) 

the percent decrease of the fatigue strength which was only 

caused by the notch of the sample, results: 

(11) 

A decrease in strength of up to 33 % occurs in accordance with 

the results of the test at sharp notched samples with K t 

= 7 [7] 

due to η ↦1 in the pore free condition. 

For the percent decrease of the fatigue strength caused by 

the porosity P results from Equation (6): 

(12) 

In accordance with the analyzed experiments the effect of porosity 

is biggest in castings without notches (η = 0) as well as 

in areas of the components with maximum notch sensitivity 

η = 1. In both cases it follows from Equation (12) that 

(13) 

According to Equation (12) the smallest effect on the fatigue 

strength have pores for η = 0.5. 

The number of cycles at failure N f 

, which is connected to the 

decrease of fatigue strength from σ 0 

to σ, can generally be calculated 

according to the relation 

N 0 

number of cycles connected to σ 0 

k slope of the S-N-line (double-logarithmic exposition) 

3.2 Experimental results and discussion 

(14) 

Figure 2 shows the in [8] experimentally determined S-N-lines 

with the probability of survival P S 

= 50 % for the precipitate 

hardened high strength alloy AlSi7Mg0.6-T6 (EN AC 42000 T6) 

as well as for the alloy AlSi11MgSr (EN AC 44000), each for fully 

reversed axial loaded samples (R = -1) with 0 % or 8 % circle-shaped 

pores (s = 1) in the unnotched condition (K t 

= 1). 

Figure 3 shows the experimentally determined S-N-lines of 

both alloys for the notched condition with K t 

= 2.5. As it can 

be seen, the fatigue strength decreases differently due to the 

effect of porosity and notches. In order to verify the theoretical 

relations mentioned in chapter 3.1, the S-N-lines shown in 

Figure 2 and Figure 3 are calculated from the quasistatic strength 

values of both alloys given in Table 2. As strength value σ 0 

, the 

value at the number of cycles N 0 

= 10 6 is taken as the basis. 

At first the calculation of the decrease of fatigue strength 

σ 0 

for the unnotched samples (K t 

= 1; K f 

= 1; η = 0) with 8 % circle-shaped 

pores (P = 0.08; s = 1) for both alloys is carried out. 

– Alloy AlSi7Mg0.6 T6 (EN AC 42000 T6), σ 0 

≈ 80 MPa with 

R = -1 at N 0 

= 10 6 , Figure 2, top: According to Equation (6), 

which in this case passes into Equation (13), a strength decrease 

of 16 % (experimentally determined in [8]: 17 %) results 

for 8 % porosity, corresponding to a drop from σ 0 

≈ 80 MPa to 

σ = 67 MPa. With the slope of the S-N-line k = 4.0, a decrease 

of the number of cycles at failure from N 0 

= 10 6 to N f 

≈ 5 ⋅ 10 5 

is connected to it according to Equation (14). 

– Alloy AlSi11MgSr (EN AC 44000), σ 0 

≈ 65 MPa with R = -1 at 

N 0 

= 10 6 , Figure 2, bottom: At a porosity of 8 % the fatigue 

strength also decreases according to Equation (13) by 16 % 

to σ = 55 MPa, in good accordance with the experiment [8]. 

The slope of the extremely shallow S-N-line is here k = 16. 

The Equation (14) results N f 

≈ 7 ⋅ 10 4 cycles to failure, i. e. a 

decrease of N 0 

by the factor 14 (experimentally determined 

in [8]: factor 15). 

Figure 3 shows analogous the S-N-lines of both alloys for the 

notched condition with K t 

= 2.5. For this the calculation provides 

the following results: 

– Alloy AlSi7Mg0.6 T6 (EN AC 42000 T6), Figure 3, top: According 

to Equation (9), K f 

= 1.6 and thus according to Equation (7) 

η = 0.40 results using the values of Table 2. According 

to Equation (6), the fatigue strength diminishes from 

σ 0 

= 80 MPa to σ = 69 MPa for P = 0 % and for 8 % gas pores to 

σ = 63 MPa, the latter corresponding to a decrease of 21 %, compared 

to σ 0 

whereof, according to Equation (11), 13 % decrease 

upon the notch of the sample and, according to Equation (12), 

8 % decrease upon the porosity (experimentally determined 

7 % [8]). The number of cycles to failure decreases according 

to Equation (14) from N 0 

= 10 6 to 3.8 ⋅ 10 5 , which means 

by the factor 2.6 (experimentally determined: factor 2.5 [8]). 

– Alloy AlSi11MgSr (EN AC 44000) in notched condition 

(Figure 3, bottom): With K t 

= 2.5 and the values of Table 2, 

K f 

= 2.5 and therefore η ≈ 1 (maximum notch sensitivity) 

follow. In the nonporous condition, the fatigue strength 

is reduced according to Equation (6) from σ 0 

= 65 MPa to 

σ = 43 MPa and with 8 % gas pores to σ = 33 MPa (which means by 

49 %), whereof, according to Equation (11), 33 % decrease 

upon the notch of the sample and, according to Equation 

(12), 16 % decrease as in the unnotched condition upon the 

pores. With this alloy of low strength and maximum notch 

sensitivity, the porosity thus totally affects the reduction of 

the fatigue strength. 

4 Conclusion 

As the experiments have shown, the results of the theoretical 

calculation correspond with the test results in an excellent 

way. The impact of pores and notches on the static and cyclic 

strength behavior can therefore be described correctly on the 

basis of the introduced equations. 

The theoretical approaches reflect qualitatively and quantitatively 

the known and for practice relevant fact, that for castings 

made of high-strength alloys in notched areas porosity is 

not to be assessed too strictly as in areas without notches. However, 

for alloys with low strength, pores are to be assessed critically 

even at an increased stress concentration. 

Prof. Dr.-Ing. Dr.-Ing. E.h. Rüdiger Bähr and Prof. Dr.-Ing. 

Heribert Stroppe, Institute of Manufacturing Technology 

and Quality Management, Otto-von-Guericke-University 

of Magdeburg, Germany. 


Figure 2: S-N-lines of the alloys AlSi7Mg0.6 T6 (EN AC 42000 T6) and AlSi11MgSr 

(EN AC 44000) of unnotched samples (K t 

= 1.0) with 0 % and 8 % gas pores (s = 1) [8] 

Literature 

[1] Stroppe, H.: Einfluss der Porosität auf 

die mechanischen Eigenschaften von 

Gusslegierungen. Giessereiforschung 

52 (2000), [no. 2], pp. 58-60. 

[2] Schindelbacher, G.: Einfluss unterschiedlicher 

Porosität auf die mechanischen 

Eigenschaften der Legierung 

GD-AlSi9Cu3. Giesserei-Praxis (1993), 

[no. 19], pp. 381-392. 

[3] Wang Zehua et al.: Effect of shrinkage 

porosity on mechanical properties 

of ferritic ductile iron. China Foundry 10 

(2013), [no. 3], pp. 141-147. 

[4] Stroppe, H.; Sonsino, C. M.: Fatigue 

life calculation for cast aluminum alloys 

based on static tensile test values and 

secondary dendrite arm spacing. International 

Foundry Research 63 (2011), 

[no. 4], pp. 20-26. 

[5] Thum, A.; Buchmann, W.: Dauerfestigkeit 

und Konstruktion. VDI Verlag, 

Berlin, 1932. 

[6] Stroppe, H.; Sonsino, C. M.; Bähr, R.: 

Einfluss von Poren und Kerben auf die 

Ermüdungsfestigkeit von Aluminiumgussteilen. 

Giesserei 98 (2011), [no. 8], 

pp. 20-25. 

[7] Ostermann, F.: Anwendungstechnologie 

Aluminium. Springer Verlag, Berlin, 

1998. 

[8] Sonsino, C. M.; Ziese, J.: Schwingfestigkeit 

von Aluminiumguss-Legierungen. 

In VDI-Berichte no. 852 (1991), 

pp. 203-224. 

Figure 3: S-N-lines of the alloys AlSi7Mg0.6 T6 (EN AC 42000 T6) and AlSi11MgSr 

(EN AC 44000) of notched samples with 0 % and 8 % gas pores [8] 

Table 2: Mechanical properties of investigated alloys [8] 

Alloy R m 

, MPa R p0.2 

, MPa A, % E, GPa M n S 

AlSi7Mg0.6-T6 (EN AC 42000 T6) 288 252 1.4 74 0.48 0.094 0.875 

AlSi11MgSr (EN AC 44000) 131 86 2.4 77 0.35 0.137 0.656 


PERSPEKTIVEN 

MAGIT * : 

Gasinjektionstechnologie 

auf dem Weg in die industrielle 

Anwendung im Druckguss 

Ziel der Forschungsarbeit ist die Übertragung des Gasinjektionsverfahrens, welches beim 

Kunststoffspritzgießen bereits angewandt wird, auf den Seriendruckgießprozess mit metallischen 

Schmelzen. Mit der Gasinjektionstechnologie ist es möglich, Hohlräume im Druckgießverfahren 

herzustellen. Besonders für Aluminiumschmelzen soll dieses Verfahren weiterentwickelt und 

in einer industriellen Fertigungsumgebung dargestellt werden [1, 2, 3]. 

Lothar H. Kallien und Wolfgang Kuchar, Aalen, Marcel Op de Laak, Teningen, und Michael Haas, 

Mühlhausen i. T. 

1 Einleitung 

Durch die stetig steigenden Anforderungen an Gusserzeugnisse 

sowie die gleichzeitige Reduktion von Taktzeiten und Produktionskosten 

stellt die Gasinjektionstechnologie ein Sonderverfahren 

mit großem Potenzial dar. Es bietet die Möglichkeit, 

ohne vor- und nachgelagerte Prozesse einen Hohlraum in 

Gussteilen zu erzeugen, was durch die Verwendung verlorener 

Kerne nicht möglich ist. Des Weiteren bietet die Gasinjektionstechnologie 

den Vorteil der Reduktion von Einfallstellen und 

Verzug. Außerdem verschafft diese Technologie größere und 

neue Gestaltungsspielräume bei der Konstruktion dickwandiger, 

hohler Bauteile mit gleichzeitig kurzen Zykluszeiten [4]. 

Eine große Herausforderung stellt beim Gasinjektionsprozess 

die Entwicklung geeigneter Gasinjektoren mit ausreichender 

Standzeit dar [5, 6]. Für den Gasinjektionsprozess wurde als 

Demonstratorwerkzeug ein Kühlgehäuse für Leistungselektronik 

ausgewählt (Bild 1). Ein durch Gasinjektion hergestellter 

mäanderförmiger Kanal ist die Leitung für ein Kühlmedium. 

Innerhalb des vom Bundesministerium für Wirtschaft und 

Energie geförderten Forschungsprojekts zur Entwicklung der 

Gasinjektionstechnologie für Aluminiumdruckgießanwendungen 

im „Zentralen Innovationsprogramm Mittelstand“ wird ein 

Gasinjektionssystem entwickelt, welches den Anforderungen 

eines industriellen Fertigungsprozesses genügt. In dieser Veröffentlichung 

werden die wesentlichen neuen Entwicklungen 

hinsichtlich der Gasinjektionstechnologie im Druckgießverfahren 

sowie Versuchsergebnisse des getesteten Systems dargestellt. 

Die Entwicklung des Gesamtsystems erfolgt in Zusammenarbeit 

mit der TIK – Technologie in Kunststoff GmbH 

und der Haas Metallguss GmbH. Das neue Gasinjektionssystem 

für das Druckgießen wird nach Erprobung an der Hoch- 

Bild 1: Demonstratorbauteil für die Anwendung des Gasinjektionsprozesses in Form eines Kühlgehäuses für Leistungselektronik: 

Rückansicht mit Kühlkanal (links); Vorderansicht (Mitte); Röntgenbild (rechts) [7]. 

MAGIT: Magnesium and Aluminium Gas Injection Technology 

* 


schule Aalen im Rahmen des Projekts erstmals in einer industriellen 

Fertigungsumgebung bei der Haas Metallguss GmbH 

verwendet werden. 

2 Das Gasinjektionssystem 

Um für den Gasinjektionsprozess mit metallischen Schmelzen 

einen reproduzierbaren Prozess und eine für die industrielle 

Anwendung geeignete Anlage zu entwickeln, wurden Spezifikationen 

für diese Anlage definiert [8, 9]: 

– Reaktionszeit des Systems von maximal 5 ms, 

– Bereitstellung des Prozessgases direkt am Injektor, 

– hydraulische Betätigung des Gasinjektors, 

– hohe Standzeit der Gasinjektionskomponenten wie Gasinjektor 

und Sperrschieber, 

– Erfüllung von Sicherheitskriterien zum Einsatz der Technologie 

in einer industriellen Fertigungsumgebung, 

– Gasinjektionsanlage als Ergänzungsmodul für Druckgießmaschinen. 

Das entwickelte Gasinjektionssystem ist aus vier wesentlichen 

Bestandteilen aufgebaut (Bild 2), welche miteinander vernetzt 

sind. Der zentrale Bestandteil ist ein Verdichtermodul, welches 

das Herzstück der Anlage bildet und alle Komponenten zur 

Steuerung, Gas- und Hydraulikdruckbereitstellung enthält. Das 

Speichermodul wird direkt neben der Gießform platziert, um 

kurze Wege zur Druckgießform zu ermöglichen. Das Werkzeugmodul, 

welches an der Seite der beweglichen Formhälfte des 

Druckgießwerkzeugs montiert ist, übernimmt die Gasversorgung, 

die Hydraulik und die Kühlwasserleitung. Gemäß der 

Spezifikation des neuen Gasinjektionssystems können das Verdichtermodul 

sowie das Speicher- und das Werkzeugmodul an 

einer herkömmlichen Druckgießmaschine ohne Umbau montiert 

werden (Bild 3). Für die Betätigung des Injektors und die 

Bereitstellung des Prozessgases direkt am Injektor wurde ein 

Injektionsmodul entwickelt, das direkt hinter dem Injektor in 

der Druckgießform befestigt wird (Bild 4). Die notwendigen 

Formsensoren sowie zwei induktive Näherungssensoren werden 

über entsprechende Ladungsverstärker, die im Speichermodul 

befestigt sind, an die SPS-Steuerung weitergeleitet. Elementar 

für den Ablauf des Gasinjektionsprozesses sind zwei 

Metallfrontkontaktsensoren (MFKS) im Anschnittbereich der 

Druckgießform. Anhand des Signals wird der Gasinjektionsprozess 

innerhalb der voreingestellten Verzögerungszeit gestartet. 

Die weiteren Formsensoren dienen der Überwachung und Auswertung 

des erfolgten Gasinjektionsprozesses und sind ebenfalls 

in der festen Formhälfte verbaut (Bild 5). Die Steuerung 

und Prozessüberwachung der Gasinjektion sowie die Parametereingabe 

für den Gasinjektionsvorgang erfolgen über einen 

Tablet-PC, der dem Bediener erlaubt, anhand des integrierten 

Messsystems den erfolgten Gasinjektionsprozess in Echtzeit 

zu beurteilen (Bild 6). 

3 Versuchsergebnisse 

In den durchgeführten Versuchsreihen mit dem neuen Gasinjektionssystem 

an der Kaltkammerdruckgießmaschine GDK750 

des Gieße reilabors der Hochschule Aalen lag der Fokus auf 

der Erprobung des Gesamtsystems sowie der Eignungsprü- 

Sperrschieber 

Bild 2: Schematischer Aufbau des neu entwickelten Gasinjektionssystems. 

Werkzeugmodul Injektionsmodul / 

Gasinjektor 

GRAFIKEN: HOCHSCHULE AALEN 


PERSPEKTIVEN 

Verdichtermodul 

Speichermodul 

Werkzeugmodul 

Bild 3: Realer Aufbau des neuen Gasinjektionssystems mit Verdichtermodul, 

Speichermodul und Werkzeugmodul an einer Kaltkammerdruckgießmaschine. 


fung verschiedener im Vorfeld ausgewählter 

Sondermaterialien für die 

mit Schmelze in Kontakt tretenden 

Gasinjektorkomponenten (Bild 7). 

Diese Materialien sollten eine hohe 

Standzeit und die korrekte Funktion 

des Gasinjektors ermöglichen. Hierbei 

konnten zwei Werkstoffe identifiziert 

werden, die dem Druckgießprozess 

mit Aluminiumschmelzen 

standhielten. Mit einem keramischen 

Werkstoff konnten Stückzahlen im 

Bereich einer Kleinserie erreicht werden, 

ehe der Injektor aufgrund der 

Gießkräfte zerbrach. Bis zu diesem 

Versagensgrund konnte am Injektor 

kein zersetzender Angriff des Aluminiums 

festgestellt werden, welcher 

die Funktion des Gasinjektors 

eingeschränkt hätte. Mit dem zweiten 

Sonderwerkstoff in Form von beschichtetem 

Stahl konnten weitaus 

höhere Stückzahlen generiert werden, 

ohne ein Versagen des Injektors 

feststellen zu können. Entsprechende 

für die Gasinjektion typische 

Schusskurven zeigt Bild 8. 

Anhand der Schusskurve kann 

analysiert werden, ob der Gasinjektionsprozess 

einen hohlgeblasenen 

Kanal erzeugte. Indizien sind die Signale 

der induktiven Näherungssensoren, 

die am Injektor und am 

Sperrschieber verbaut sind. Die Bewegung 

muss hier ein schnelles und 

kontinuierliches Öffnen auf 100 % 

am Injektor bzw. 0 % am Sperrschieber 

(wie in der abgebildeten Schusskurve 

(Bild 8)) aufzeigen. Ein weiteres 

Anzeichen für einen erfolgreichen 

Gasinjektionsprozess sind die Kurvenverläufe 

der Formsensoren für 

Formtemperatur und Forminnendruck. 

Im Diagramm ist zu erkennen, 

dass der Forminnendruck sowie die 

Formtemperatur nach der Freigabe 

der Nebenkavität durch Ziehen des 

Sperrschiebers schlagartig abfallen 

und anschließend wieder ansteigen. 

Durch Entweichen des restflüssigen 

Metalls beim Öffnen der Nebenkavität 

schrumpft das Gussteil zunächst 

von der Werkzeugoberfläche ab, bevor 

es durch den Anstieg des Gasdrucks 

im Inneren des Bauteils wieder 

an die Formwand gedrückt wird. 

Besteht keine flüssige Verbindung 

zwischen Gießkolben und Nebenkavität, 

wird diese nicht vom Gießkolben 

gefüllt und der Gasinjektionsprozess 

ist erfolgt. 


Befestigung des 

Werkzeugmoduls 

Befestigung des 

Injektionsmoduls 

Kühlwasserleitung 


Hydraulikleitung 

Bild 4: Befestigung 

des Injektions- und 

des Werkzeugmoduls 

auf der beweglichen 

Formhälfte. 

Sperrschieber 

Gasinjektor 

Drucksensor 

Temperatursensor 


Werkzeugmodul 

Metallfrontkontaktsensoren 

Bild 5: Links: bewegliche 

Formhälfte mit 

Werkzeugmodul, Gasinjektor, 

Sperrschieber 

und deren induktiven 

Näherungssensoren zur 

Positionsbestimmung; 

rechts: feste Formhälfte 

mit Formsensoren zur 

Steuerung und Auswertung 

des Prozesses. 

4 Reproduzierbarkeit 

Die für eine Serienanwendung notwendige Reproduzierbarkeit 

des Prozesses war aufgrund des sehr engen zur Verfügung stehenden 

Prozessfensters mit Gasinjektionsanlagen aus vorangegangenen 

Projekten nicht gegeben [10]. Eines der wichtigsten 

zu erreichenden Kriterien ist die reproduzierbare Ansteuerung 

des Gasinjektors sowie dessen korrekte Öffnung. Die Reaktionszeit 

des Systems wird in Bild 9 in Abhängigkeit vom eingegebenen 

Sollwert für die Verzögerungszeit der Komponenten 

Injektor und Sperrschieber angegeben. Somit stellt der abgebildete 

Wert die Abweichung vom Sollwert dar. Äquivalent zu 

der Abweichung der Ansteuerung des Gasinjektors ist die reproduzierbare 

Freigabe der Nebenkavität ein wichtiges Kriterium 

für den Prozess. Aufgrund der hohen Anzahl an Ausreißern 

wurde lediglich eine Standardabweichung von 5 ms erreicht. 

Weshalb die Ausreißer in diesem Umfang aufgetreten 

sind, wurde aus den entsprechenden Schusskurven nicht ersichtlich. 

Ob hier Fehler in der Messwerterfassung vorlagen 

oder dies die tatsächlich zu erwartenden Werte sind, muss in 

weiteren Versuchen festgestellt werden. 

Im Vergleich zur Abweichung vom Sollwert des Gasinjektors 

fällt auf, dass der Mittelwert des Sperrschiebers um fast 3 ms 

höher liegt als beim Gasinjektor. Dies ist dadurch zu erklären, 

dass bei der Ansteuerung des Sperrschiebers ein größeres Hydraulikölvolumen 

in Gang gesetzt werden muss, bis sich eine 

Bewegung des Sperrschiebers einstellt. Interessant ist beim 

Vergleich die Betrachtung der Ausreißer. Es handelt sich hierbei 

um exakt dieselben Schüsse, bei denen diese aufgetreten 

sind. Dies zeigt sich auch beim Vergleich der Standardabweichung 

und der Anzahl der Zyklen innerhalb von 10 ms. Welcher 

Effekt im Prozessablauf dem zu Grunde liegt, kann bislang nicht 

erklärt werden. Es liegt aber nahe, dass bei der Erfassung der 

Messwerte ein systematischer Fehler aufgetreten ist. 


PERSPEKTIVEN 


Bild 6: 

Bedienoberfläche 

des Tablet-PCs zur 

Steuerung des neuen 

Gasinjektionssystems: 

Eingabe der für die 

Gasinjektion relevanten 

Prozessparameter 

(oben), Echtzeitüberwachung 

des Systems 

mit verschiedenen 

Gasdruckniveaus, der 

Position des Gasinjektors 

und des Sperrschiebers 

sowie Sensorsignalen 

(unten). 


Bild 7: 

Neu entwickelter Gasinjektor 

mit Sonderwerkstoffen 

im Bereich der 

mit flüssigem Metall in 

Kontakt tretenden Bereiche: 

Hülse (blau) und 

Nadel (magenta) 



Bild 8: Oben: Schusskurve eines erfolgreichen Gasinjektionsprozesses mit den für die Gasinjektion relevanten Parametern zur 

Auswertung des durchgeführten Prozesses; unten: abfallender Maschinendruck (grau) sowie ansteigende Gießkolbengeschwindigkeit 

(orange) und ansteigender Gießkolbenweg (hellblau) bei Öffnung des Sperrschiebers bedeuten ein Füllen der Nebenkavität durch 

den Gießkolben. 


AGIFA e.V. 

www.formstoff-forum.de 

2. Formstoff- 

Forum 2018 

zusammen mit dem 

44. Aachener-Gießerei-Kolloquium 

Aachen, 7. und 8. März 2018 

Foto: Fotoschlick - Fotolia 

Kontakt und weitere Auskünfte 

Verein Deutscher Giessereifachleute (VDG) 

Bundesverband der Deutschen Gießerei-Industrie (BDG) 

Hansaallee 203, 40549 Düsseldorf 

Dieter Mewes 

dieter.mewes@vdg-akademie.de 

Tel: +49 (0)211/68 71-363 

Wissen aus erster Hand! 

Nach der erfolgreichen Veranstaltung 2016 in Duisburg 

findet das 2. Formstoff-Forum zusammen mit dem 44. 

Aachener-Gießerei-Kolloquium am 07.-08.03.2018 in 

Aachen statt. 

Parallel zur zweitägigen Vortragsveranstaltung werden 

namhafte Unternehmen der Branche auf der begleitenden 

Informationsausstellung ihr Liefer- und Leistungsspektrum 

präsentieren. Der Gießerabend des Formstoff-Forums 

im Fußballstadion des TIVOLI in Aachen 

bietet allen Tagungsteilnehmern ausreichend Gelegenheit 

für Gespräche und Networking. 

Weitere Informationen: www.formstoff-forum.de

PERSPEKTIVEN 

Abweichung vom Sollwert, ms 

Mittelwert: 3,1 ms Standardabw. ohne Ausreißer: 1,2 ms 

Standardabw.: 5,0 ms Innerhalb 0–5 ms: 76,5 % 

Dieses Forschungs- und Entwicklungsvorhaben 

wurde mit Mitteln des Bundesministeriums 

für Wirtschaft und 

Energie (BMWi) im Rahmen des „Zentralen 

Innovationsprogramms Mittelstand“ 

mit dem Förderkennzeichen 

ZF 4113803 KO6 gefördert und vom 

Projektträger AiF Projekt GmbH betreut. 

Die Verantwortung für den Inhalt 

dieser Veröffentlichung liegt bei 

den Autoren. 

Mittelwert: 5,8 ms Standardabw. ohne Ausreißer: 1,2 ms 

Standardabw.: 5,0 ms Innerhalb 0-10 ms: 76,5 % 

Abweichung vom Sollwert, ms 

Bild 9: Auswertung der Abweichung vom eingegebenen Sollwert zur Ansteuerung des 

Gasinjektors (oben) und des Sperrschiebers (unten). 

5 Diskussion 

Für die Gasinjektionstechnologie im Aluminiumdruckgießverfahren 

wird mit Hilfe des Industriepartners ein wesentlicher 

Schritt in Richtung Serienreife getan. Besonders die Weiterentwicklungen 

des Gasinjektors hinsichtlich der Standzeit sind 

vielversprechend. Die Gasinjektionsanlage liefert für den Einsatz 

im Aluminiumdruckgießverfahren die notwendige Reproduzierbarkeit, 

besonders in Bezug auf die Schaltzeiten. Mit dieser 

Anlage wird im weiteren Verlauf des Vorhabens ein Werkzeug 

hergestellt, mit welchem bei der Haas Metallguss GmbH 

eine erste Anwendung im Druckgießprozess außerhalb von Laborbedingungen 

dargestellt werden wird. 


Prof. Dr.-Ing. Lothar H. Kallien 

und M.Sc. Wolfgang Kuchar, Gießereitechnologie, 

Hochschule 

Aalen, Dipl.-Ing. Marcel Op 

de Laak, TIK – Technologie in 

Kunststoff GmbH, Teningen, 

Dr.-Ing. Michael Haas, Haas Metallguss 

GmbH, Mühlhausen i. T. 

Literatur: 

[1] Giesserei 101 (2014), [Nr. 12], S. 40-45. 

[2] Kallien, L.; Becker, M.; Weidler, T.: Production 

of magnesium die castings with hollow 

structures using gas injection technology 

in the hot chamber die casting process. Paper, 

North American Die Casting Association, 

Die Casting Congress and Exposition, 

05.-07. Oktober 2015, Indianapolis, USA. 

[3] Kallien, L.; Kuchar, W.: Entwicklung der 

Gasinjektionstechnologie für Aluminiumdruckgießanwendungen. 

Projektantrag, 2015. 

[4] Michaeli, W.; Johannaber, F.: Handbuch Spritzgießen. Carl Hanser Verlag, 

2004. S. 436-450. 

[5] Giesserei 93 (2006), [Nr. 11], S. 20-29. 

[6] Kallien, L.; Weidler, T.; Hermann, C.; Stieler, U.: Pressure die casting 

with functional cavities produced by gas injection. International Foundry 

Research/Gießereiforschung 58 (2006), [Nr. 4], S. 2-9. 

[7] Böhnlein, C.: Darstellung 3-dimensionaler, funktionaler Hohlstrukturen 

im Druckguss durch Gasinjektion. Dissertation, TU Clausthal, August 

2012. S. 114. 

[8] Kallien, L.; Kuchar, W.; Op de Laak, M.; Haas, M.: Entwicklung der Gasinjektionstechnologie 

für Aluminiumdruckgießanwendungen. Zwischenbericht, 

Februar 2017. 

[9] Kuchar, W.: Gasinjektion im Druckguss – der Weg in die industrielle 

Anwendung. Vortrag Gießerei Kolloquium, Hochschule Aalen, Mai 2017. 

[10] Gießerei 100 (2013), [Nr. 12], S. 36-43. 


PERSPEKTIVEN 

Entwicklung eines ultraschallbasierten 

Messverfahrens zur Detektion 

von nichtmetallischen Einschlüssen 

in Aluminiumschmelzen 

Um den steigenden Anforderungen an gegossene Aluminiumbauteile prozesssicher gerecht zu 

werden, ist es erforderlich, nichtmetallische Einschlüsse in Schmelzen detektieren zu können. 

Dahinter steht das Ziel, Einschlüsse in Gussbauteilen aufgrund von mangelhafter Schmelzequalität 

zu verhindern. 

In Zusammenarbeit des Fraunhofer-Instituts für Zerstörungsfreie Prüfverfahren (IZFP) und des 

Gießerei-Instituts der RWTH Aachen University wurde im Rahmen des IGF-Vorhabens 18061N ein 

ultraschallbasiertes Verfahren zur Detektion von nichtmetallischen Einschlüssen entwickelt, das den 

Anforderungen an eine hinreichend schnelle und möglichst genaue Beurteilung des vorliegenden 

Verunreinigungsgrades in der Schmelze entspricht. Erste Benchmarkversuche, bei denen das 

LiMCA- und das PoDFA-Verfahren zum Vergleich eingesetzt wurden, konnten zeigen, dass eine sehr 

gute Übereinstimmung zwischen den Ultraschallergebnissen und den Referenzverfahren vorliegt. 

Friederike Feikus, Florian Funken und Andreas Bührig-Polaczek, Aachen, Thomas Waschkies, 

Miriam Weikert-Müller, Andrea Reuther und Bernd Valeske, Saarbrücken 

1 Einleitung 

Die weltweiten Forderungen nach einer Verringerung der CO 2 

- 

Emissionen und somit des Kraftstoffverbrauchs machen eine 

Reduktion der Bauteilgewichte notwendig. In der Folge werden 

Leichtbaukonzepte mit immer kleineren Wanddicken auch bei 

Gussteilen aus Aluminium vorangetrieben. Im Zuge des Downsizings 

steigen gleichzeitig die thermischen und mechanischen 

Belastungen im Motorenbau, sodass insgesamt immer höhere 

Ansprüche an die Aluminium-Werkstoffe gestellt werden [1, 2]. 

Um Sicherheitsbeiwerte zu reduzieren und das volle Potenzial 

der Werkstoffe ausschöpfen zu können, ist eine maximale Qualität 

der Gussteile und somit auch der Schmelzen erforderlich [3]. 

Nichtmetallische Einschlüsse in Schmelzen setzen die Fließfähigkeit 

herab und reduzieren Bearbeitbarkeit, Korrosionsbeständigkeit 

und mechanische Eigenschaften drastisch [3-6]. Neben 

den schädlichen Einflüssen aufgrund ihrer Morphologie 

dienen sie als Keimstellen für Wasserstoff induzierte Porosität, 

welche wiederum das Gefüge schwächt [3, 5-7]. Für Gussteile 

werden nichtmetallische Einschlüsse mit einer Größe über 10 bis 

20 µm als schädlich eingestuft, jedoch können auch Einschlüsse 

mit geringerer Größe einen negativen Einfluss ausüben, insbesondere, 

wenn ihr Anteil entsprechend hoch ist oder das Material 

beispielsweise in der Produktion von extrem dünnwandigen 

Folien oder Blechen mit hohen Anforderungen an die 

Oberflächenqualität eingesetzt wird [3, 6, 8]. 

Besonders schädlich für die Bauteileigenschaften sind Aluminiumoxidhäute 

(Al 2 

O 3 

), die aufgrund der unmittelbaren Reaktion 

von Aluminium mit der Atmosphäre unvermeidlich entstehen 

und oftmals in Form von sehr dünnen (d. h. Dicke kleiner 

2 µm), dafür jedoch meist sehr langen, flächigen Bändern (d. h. 

Ausdehnung von bis zu mehreren Millimetern) in der Schmelze 

vorliegen [3, 5-7]. Weitere häufig in Aluminiumschmelzen auftretende 

nichtmetallische Einschlüsse sind Magnesiumoxide 

(MgO), Aluminium-Magnesium-Mischoxide (Spinell, MgAl 2 

O 4 

), 

Karbide, Nitride oder Boride. Sie treten in Form von einzelnen 

Partikeln, Clustern oder Agglomeraten auf [5, 9]. 

Derzeit finden verschiedene Verfahren zur Bestimmung des 

Reinheitsgrades in Aluminiumschmelzen Anwendung. Zur qualitativen 

und quantitativen Auswertung des Verunreinigungsgrades 

werden vielfach das LiMCA-Verfahren (Liquid Metal Cleanliness 

Analyser), das PoDFA-Verfahren (Porous Disc Filtration Analysis) 

oder der Prefil-Footprinter (pressure filtration) eingesetzt. 

Eine ausführliche Zusammenfassung aller aktuellen Verfahren, 

ihrer Detektionsmöglichkeiten und Grenzen geben S. W. Hudson 

und D. Apelian in ihrer Veröffentlichung [3] (vgl. Bild 1). 

Insgesamt zeigt sich, dass die derzeit verfügbaren Verfahren 

zur Qualifizierung der Schmelzequalität den gewünschten 

Anforderungen nach einem möglichst kostengünstigen, 

schnellen, sensiblen und zuverlässigen Verfahren nicht in der 

Gesamtheit entsprechen [3]. Da die Ultraschalltechnologie jedoch 

grundsätzlich vielversprechende Ansätze zur Detektion 


Detektionslimit der Einschlussgröße 

(Mikroreinheit) (Makroreinheit) 

1 m 10 m 100 m 1000 m 

K-Mold 

LiMCA 

Ultraschall 

lauf (siehe mit 4 MHz markierter Bereich). Dies bedeutet, dass 

bei 4 MHz die einzelnen Partikelgrößen nur schlecht voneinander 

unterschieden werden könnten. Mit steigender Messfrequenz 

und damit steigender Wellenzahl kann nicht nur die 

Unterscheidung der Partikelgrößen verstärkt werden, sondern 

auch die Spreizung des Streukoeffizienten zwischen den verschiedenen 

Konzentrationen vergrößert werden. Für eine Prüffrequenz 

von 10 MHz wird dies in Bild 2 verdeutlicht. Hieraus 

kann abgeleitet werden, dass die spätere Messfrequenz möglichst 

hoch gewählt werden sollte. Da es oberhalb von 10 MHz 

zu einer Doppeldeutigkeit aufgrund von periodischen Schwankungen 

im Verlauf des Streukoeffizienten kommt (vgl. Bild 2) 

und weiterhin auch von einer zunehmenden Beeinflussung des 

Ultraschalls durch die Gefügestruktur im Wellenleiter auszugehen 

ist, wurden als optimale Messfrequenz 10 MHz identifiziert. 

Das Nachweisvermögen dieser Frequenzauswahl für Verunreinigungen 

unterschiedlicher Größe und Konzentrationen 

wurde im Anschluss anhand eines Modellsystems überprüft. 

Wie in Bild 2 rechts zu erkennen ist, nimmt der Rückstreukoeffizient 

mit abnehmender Konzentration ab. Für eine möglichst 

exakte Messung der Partikelkonzentration muss daher die eingekoppelte 

Schallenergie in die Schmelze maximiert werden. 

Daher wurden Simulationen zur Identifizierung einer optimalen 

Wellenleitergeometrie durchgeführt, mit dem Zweck, Störechos 

zu vermeiden und die maximal mögliche Energieübertragung 

durch den Wellenleiter zu gewährleisten. 

Im Hinblick auf eine für den späteren Messbetrieb möglichst 

kostengünstige Lösung wurde ein Ansatz basierend 

auf zwei Wellenleitern verfolgt, welcher größere Wellenleiterquerschnitte 

zulässt. Dieser wird im Abschnitt „Aufbau Ultraschall-Detektor“ 

genauer erläutert. Bei Verwendung von 

zwei Wellenleitern spielen Mehrfachreflexionen keine Rolle, 

da die Informationen aus der Schmelze zeitlich früher empfangen 

werden. Die Wellenleiterlänge wurde so gewählt, dass 

einerseits die durch Simulation errechnete Ultraschall-Ampli- 

Röntgenradiografie 

Röntgentomografie, 

Metallografie 

PoDFA 

LAIS 

Prefil 

Zentrifugation 

0.1 h 1 h 10 h 100 h 

(kurz) 

(lang) 

Probenpräparation & Analyse-Zeitraum (annähernd) 

Bild 1: 

Qualitativer Vergleich der Detektionsverfahren 

von Einschlüssen mit Bezug 

auf den Detektions-/Analysezeitraum 

und die detektierbare Einschlussgröße, 

nach [3]. 

GRAFIK: RWTH AACHEN 

auch von sehr kleinen Partikelgrößen aufweist, war das Ziel des 

AiF-Projektes IGF18061N, eine auf Ultraschall basierende Methode 

sowie ein entsprechendes Messgerät zur praxistauglichen 

Detektion von nichtmetallischen Einschlüssen in Aluminiumschmelzen 

zu entwickeln, welche den zuvor genannten 

Anforderungen in Gänze entsprechen. 

Im Rahmen des Projekts stand die Bearbeitung der Fragen 

nach der optimalen Prüffrequenz, dem optimalen Wellenleitermaterial 

sowie der Simulation und Qualifizierung des entwickelten 

Aufbaus im Vordergrund. Im Folgenden werden die 

wichtigsten Projektergebnisse beschrieben und erläutert. Die 

Ergebnisse sind in ausführlicher Form im Abschlussbericht zum 

Projekt veröffentlicht, der über die Forschungsvereinigung Gießereitechnik 

(FVG)* erhältlich ist. 

2 Bestimmung der optimalen Prüffrequenz und 

Wellenleitergeometrie 

Die Wechselwirkung des Ultraschalls mit Partikeln ist stark 

von dessen Frequenz abhängig. Eine zu niedrige Prüffrequenz 

schränkt das Nachweisvermögen für sehr kleine Partikel stark 

ein, eine zu hohe verursacht hingegen eine störende Wechselwirkung 

mit der Gefügestruktur des Wellenleiters. 

Zur Identifizierung der optimalen Prüffrequenz wurde rechnerisch 

der sog. Rückstreukoeffizient bestimmt, welcher die 

Stärke des an dispergierten Partikeln zurückgestreuten Ultraschalls 

beschreibt. Aus diesem kann ein Zusammenhang zur 

späteren Ultraschallsignalhöhe abgeleitet werden. 

Für Al 2 

O 3 

-Partikel in einer Aluminiumschmelze mit einer 

Konzentration von 0,5 Vol. % ist der Rückstreukoeffizient in 

Bild 2 links dargestellt. Wie zu erkennen ist, nimmt sein Betrag 

mit steigender Frequenz zu. Bei einer festen Prüffrequenz von 

4 MHz ergibt sich für den relevanten Partikelgrößenbereich von 

20 bis 300 µm jedoch nur ein sehr moderat ansteigender Ver- 

* 

Forschungsvereinigung Gießereitechnik e.V., Hansaallee 203, 40549 Düsseldorf, Tel.: 0211 6871342 


PERSPEKTIVEN 

tude in der Aluminiumschmelze möglichst hoch ist, andererseits 

durch die Länge eine ausreichende thermische Abschirmung 

gewährleistet wird. 

3 Vorexperimente an partikelhaltiger Modellflüssigkeit 

Für die Entwicklung und den Test des Partikelmessverfahrens 

am Fraunhofer IZFP mussten verschiedene Modellsysteme erarbeitet 

werden, welche aus Ultraschallsicht gut dem realen 

Referenzsystem (Al 2 

O 3 

-Partikel in Aluminiumschmelze) entsprechen, 

aber bei Raumtemperatur eingesetzt werden können. 

Als technisch optimales System wurde letztlich Wasser mit 

dispergierten PMMA-Partikeln (Polymethylmethacrylat) ausgewählt, 

da PMMA für die relevanten Partikelgrößen monomodal 

verfügbar und einfach handhabbar ist. Ein zusätzlicher Vorteil besteht 

darin, dass die Partikel eine hohe und einheitliche Sphärizität 

besitzen. Hierdurch ist die Überprüfung der späteren Ergebnisse 

aus der theoretischen Vorhersage der Streuung optimal gegeben. 

Für die Modellversuche wurden drei Partikelgrößen mit 

Durchmessern von 10 µm, 20 µm und 40 µm ausgewählt. Dies 

entspricht der unteren Grenze der nachzuweisenden Größe realer 

Verunreinigungen in Aluminiumschmelzen. Es wurde zunächst 

eine Validierung des theoretischen Modells durchgeführt, 

welches die Wechselwirkung des Ultraschalls mit den 

Partikeln beschreibt. Hierdurch wird eine Berechnung der nachzuweisenden 

Messgrößen wie z. B. der Partikelkonzentration 

oder der Partikelgröße aus den Ultraschalldaten möglich. In 

Bild 3 ist der Vergleich von Simulation und Messung exemplarisch 

anhand von zwei unterschiedlichen Modellsuspensionen 

dargestellt. Wie zu erkennen ist, beschreibt die Simulation 

die Messung sehr gut (die Randbereiche stellen Messartefakte 

dar und sind nicht zu berücksichtigen). 

Streukoeffizient α s 

, 1/mm 

−0.02 

−0.04 

−0.06 

4 MHz 

0 

10 MHz 

−0.08 

0 1 2 3 4 5 

Wellenzahl • Streuerradius 

0 

−0.02 

−0.04 

−0.06 

−0.08 

0.01 Vol.% 

−0.1 0.05 Vol.% 

−0.12 

0.1 Vol.% 

0.5 Vol.% 

−0.14 1 Vol.% 

0 1 2 3 4 5 

Wellenzahl • Streuerradius 

Bild 2: Berechnung des Rückstreukoeffizienten α s 

in Abhängigkeit von Wellenzahl und Streuerradius für Al 2 

O 3 

-Partikel 

in Al-Schmelze bei einer Konzentration von 0,5 Vol. % (links) und für verschiedene Partikelkonzentrationen (rechts). 

Streukoeffizient α s 

, 1/mm 

GRAFIK: FRAUNHOFER IZFP 

Normierte Amplitude 

0,2 

0,15 

0,1 

0,05 

10 µm 40 µm 

0,2 

Simulation 

Simulation 

Messung 

0,15 

Messung 

Normierte Amplitude 

0,1 

0,05 

0 

0 20 40 60 80 100 

0 

0 20 40 60 80 100 

Zeit, µs Zeit, µ s 

Bild 3: Vergleich von Simulation und Messung für 10 MHz, 10 µm (links) und 40 µm (rechts) Partikelgröße 

bei einer Konzentration von 1 Vol. %. 



Die niedrigste Partikelkonzentration, die mit diesem Messansatz 

bestimmt werden kann, liegt bei 0,05 Vol. %. Dies entspricht 

für 10 µm große Partikel einer Verunreinigung von etwa 

400 Mio. Partikeln pro kg Aluminiumschmelze. In der Gießerei- 

Industrie gelten jedoch erst Schmelzen mit weniger als 1000 

Partikeln pro kg Schmelze als sauber, sodass dort insbesondere 

der Bereich zwischen 1000 und 1 000 000 Partikeln von Interesse 

ist. In diesem Fall befinden sich zumeist einzelne Partikel 

im Ultraschallfeld. Auch diese Situation wurde in entsprechenden 

Modellversuchen umgesetzt und simulativ beschrieben. 

Bild 4 zeigt die gute Übereinstimmung zwischen den gemessenen 

Rückstreuamplituden der Einzelstreuer überlagert mit 

dem theoretisch zu erwartenden Streusignal. 

4 Aufbau Ultraschall-Detektor 

Im Rahmen des ausgelaufenen Projektes wurden Fragestellungen 

nach Wellenleitermaterial und -geometrie, der Positionierung 

der Wellenleiter zueinander, der optimalen Ultraschallelektronik 

und der daraus resultierenden Nachweisempfindlichkeit 

bezüglich der PMMA-Partikel näher untersucht. Der 

sich aus diesen Untersuchungen ergebende finale Versuchsaufbau 

wird im Folgenden kurz vorgestellt. 

Für den Partikelnachweis in Aluminiumschmelze werden 

zwei Wellenleiter eingesetzt. Bild 5a zeigt den schematischen 

Versuchsaufbau. Der Ultraschall wird vom Sender in das Messmedium 

eingeschallt, dort von einem Reflektor reflektiert und 

von einem zweiten Wellenleiter empfangen. Das hierbei aufgezeichnete 

reale Ultraschallsignal ist in Bild 5b dargestellt. Gut 

zu erkennen ist das Signal, welches durch die Reflektorplatte 

hervorgerufen wird. Da sich die zu messenden Partikel zwischen 

dieser Reflektorplatte und den Wellenleiterenden befinden, 

liegt der auszuwertende Bereich dabei vor dem Reflektorecho 

(siehe Bild 5b). 

Bild 6 zeigt den realen Versuchsaufbau, wie er für die Messungen 

in Aluminiumschmelze eingesetzt wurde. Die Wellenleiter 

bestehen aus Titanstäben mit entsprechender Ultraschallsensorik 

zur Einkopplung bzw. zum Empfang der Signale. Die 

Wellenleiter wurden geometrisch durch entsprechende Simulationsrechnungen 

optimiert. Sie können zudem in definierten 

Winkelbereichen zueinander positioniert werden, um verschiedenste 

Prüfrandbedingungen zur ermöglichen. 

5 Grundlagen der Auswertemethodik zur Partikeldetektion 

Zur Detektion von Partikeln in Flüssigkeiten wird das Ultraschallsignal 

für einen bestimmten Auswertezeitraum analysiert. Dieser 

Zeitbereich entspricht dabei einem räumlichen Messbereich 

innerhalb des flüssigen Mediums. Für die durchgeführten Versuchsreihen 

wurde er so gewählt, dass ein Messvolumen von 

einigen cm 3 abgedeckt wird. Es werden sämtliche Amplitudenwerte, 

die sich jeweils innerhalb eines zuvor definierten Messkorridors 

befinden, erfasst und bewertet (siehe Bild 7). Da die 

Amplitudenhöhe, dB 

20 

0 

−20 

−40 

−60 

Simulation 

Messung 

−80 

0 20 40 60 80 

Streuerdurchmesser, μm 

Bild 4: Simulierte bzw. gemessene Daten der Rückstreuamplitude 

eines Einzelstreuers auf dB normiert. 


a 

Sender 

Empfänger 

b 

gesendetes 

US-Signal 

Al-Schmelze 

Reflektorplatte 

Wellenleiter 

empfangenes 

US-Signal 

Messfeld 

auszuwertender 

Bereich 

Reflektor 

Echos durch 

Reflexionen 

im 

Wellenleiter 

Bild 5: a) Schematische Anordnung der Wellenleiter bei Verwendung von zwei Prüfköpfen; b) realer Signalverlauf. 

GRAFIK: A) RWTH AACHEN, B) FRAUNHOFER IZFP 


PERSPEKTIVEN 

Amplitudenhöhe mit der Partikelgröße und die Häufigkeit der 

Ultraschallstreuereignisse mit der Partikelkonzentration korrelieren, 

können über diese, zum Patent angemeldete Auswertetechnik 

beide Größen bestimmt werden. 

6 Qualifizierung der Ultraschall-Eigenschaften verschiedener 

Wellenleiterwerkstoffe 

Am wenigsten geeignet zeigt sich Siliziumnitrid mit einer Amplitude 

von 14 % bei geringem Abstand vom Reflektor bzw. 

6 % bei größerem Abstand. 

Anhand der Messungen ist festzustellen, dass der untersuchte 

Titanwerkstoff als Wellenleiter mit Abstand die besten Ultraschallleitungseigenschaften 

zeigt und sich daher aus ultraschalltechnischer 

Sicht als Wellenleitermaterial am besten eignet. 

Zur Qualifizierung des optimalen 

Wellenleiterwerkstoffs wurden potenzielle 

Materialien identifiziert und 

eine Auswahl in Form von zylindrischen 

Stäben beschafft. Die Materialien 

wurden zunächst hinsichtlich 

ihrer Eignung aus ultraschalltechnischer 

Sicht untersucht, anschließend 

erfolgte an einer engeren Auswahl 

mittels Tauchversuchen eine Qualifizierung 

bezüglich ihres Einsatzes 

in flüssigem Aluminium. 

Um die Wechselwirkung des Materialgefüges 

mit dem Ultraschall zu untersuchen, 

wurde in die Wellenleiter 

mit einer Frequenz von 10 MHz eingeschallt 

und die Rückwandechofolge 

ausgewertet. Die Amplitudenabnahme 

wird hierbei durch die Wechselwirkung 

des Ultraschalls mit dem 

Wellenleitergefüge beeinflusst, sodass 

anhand dieser Abnahme eine 

Aussage bzgl. der Eignung als Wellenleitermaterial 

getroffen werden 

kann. In die letztendlich finale Auswahl 

kamen die Werkstoffe Titan, 

Siliziumnitrid und Stahl 1.2344. 

Weiterhin wurde die Energieübertragung 

in das Messmedium Aluminiumschmelze 

bewertet. Hierzu 

wurden die verschiedenen Wellenleitermaterialien 

in ein Wasserbad 

eingetaucht und die Höhe des an einer 

verstellbaren Platte reflektierten 

Signals gemessen. Damit die Messergebnisse 

auf die Aluminiumschmelze 

übertragbar sind, wurden die Reflektionsverluste 

an der Grenzfläche 

Wasser – Wellenleiter entsprechend 

mathematisch korrigiert. Wie in Bild 

8 zu erkennen ist, konnten mit den 

Titan-Wellenleitern die größten Amplituden 

gemessen werden. Direkt 

oberhalb des Reflektors wird eine 

Amplitude von 95,3 % gemessen, 

die mit zunehmendem Abstand auf 

44,5 % abfällt. Die Messkurven der 

Wellenleiter aus Warmarbeitsstahl 

und Siliziumnitrid liegen deutlich 

tiefer. Bei Warmarbeitsstahl wird 

zunächst eine Amplitude von 35 

% gemessen, die auf 18,4 % abfällt. 

Bild 6: Realer Aufbau 

des Ultraschalldetektors. 

Rauschlevel 

Amplitudenhöhe, mV 

Obere Grenze 

Untere Grenze 

gleichgerichtetes und 

gefiltertes US-Signal 

„Gate“ 

Rückwandecho 

Reflektorplatte 

Partikel 

Partikel 

Messfeld 

Bild 7: Schema Auswertung Ultraschallsignale hinsichtlich Partikeldetektion. 

Zeit, s 

GRAFIK: RWTH AACHEN GRAFIK: FRAUNHOFER IZFP 


7 Qualifizierung der Stabilität des Ultraschall signals 

in Aluminiumschmelzen 

Die Stabilität des Ultraschallsignals in Abhängigkeit vom Wellenleitermaterial 

wurde in einer Rein-Aluminiumschmelze als 

auch in einer AlSi8Cu3-Schmelze analysiert. Als Wellenleiterwerkstoffe 

wurden die oben benannten Werkstoffe Titan, Siliziumnitrid 

(Si 3 

N 4 

) und der Warmarbeitsstahl 1.2344 getestet. 

Dazu wurde die Echo-Höhe der Reflektorplatte (Rückwandecho 

= RWE) im Sender-Empfänger-Modus ausgewertet. Gemessen 

wurde in einem 30-kW-Widerstandsofen der Firma Nabertherm 

mit einem Fassungsvermögen von 160 kg Aluminium. Die Temperatur 

der Rein-Aluminiumschmelze lag über die Versuchsdauer 

bei 724 °C +/- 3 °C, im Fall der AlSi8Cu3-Schmelze bei 720 °C 

+/- 5 °C. Die Kühlung der Wellenleiter erfolgte für die Stahlund 

Titan-Variante mittels einfacher Luftkühlung, bei den 

Si 3 

N 4 

-Wellenleitern wurde erstmals eine Druckluftkühlung eingesetzt. 

Die Eintauchtiefe der Wellenleiter 

wurde in allen Versuchen 

nicht variiert. 

Die Höhe des RWE wurde nach 

120,00 

Erzielen der Einkopplung und einer 

manuellen Durchmischung der 

100,00 

Schmelze für einen Zeitraum von 20 

bis 120 min evaluiert. 

80,00 

7.1 Ergebnisse Rein-Aluminiumschmelze 

Die Analyse der RWE-Stabilität zeigt 

für die Titan-Wellenleiter ein über 

die Zeit einer jeweiligen Messung 

vergleichsweise stabiles und mit 

durchschnittlich 2,67 V hohes Signal 

(vergleiche Bild 9 und Tabelle 

1). Im Vergleich zu den Titan-Wellenleitern 

liegen die Start-RWE-Höhen 

der 1.2344-Stahl-Wellenleiter 

mit 1,51 V deutlich niedriger. Bei den 

vier Messungen mit den 1.2344 Wellenleitern 

fällt zusätzlich auf, dass 

zwei der Messungen von den anderen 

beiden Messungen in der Höhe 

stark abweichen (siehe Bild 9) und 

im Verlauf auch stärker abfallen als 

während der Messungen mit den Titan-Wellenleitern. 

Bild 10 zeigt den Vergleich zwischen 

den Titan- und Si 3 

N 4 

-Wellenleitern. 

Mit im Schnitt 1,93 V liegen 

die RWE-Höhen der Si 3 

N 4 

-Wellenleiter 

zu Beginn der Messungen zwischen 

den Starthöhen der 1.2344- 

und Titan-Wellenleiter (Bild 10). Im 

Gegensatz zu den zuvor vorgestellten 

Ergebnissen fällt das RWE jedoch 

in den meisten Fällen nach der Durchmischung 

der Schmelze stark ab. Lediglich 

bei zwei Messungen konnte 

dieses Verhalten nicht nachgewiesen 

Amplitude, % 

60,00 

40,00 

20,00 

0,00 

werden. Weiterhin fällt der bei den Si 3 

N 4 

-Wellenleitern über der 

Zeit stark schwankende bzw. auch stark abfallende Verlauf auf. 

Insgesamt konnte die Untersuchung des Rückwandechos in 

Rein-Aluminiumschmelze zeigen, dass die Titan-Wellenleiter die 

besten Ergebnisse, sowohl hinsichtlich der Stabilität über die 

Messdauer als auch in Bezug auf die maximal erreichbare Einkopplung, 

erzielt haben. 

7.2 Ergebnisse AlSi8Cu3-Schmelze 

Die Versuche in AlSi8Cu3-Schmelze zeigen zum einen, dass die 

RWE-Höhen in AlSi8Cu3 sowohl für die Titan-Wellenleiter als 

auch für die Si 3 

N 4 

-Wellenleiter niedriger liegen als in den Versuchen 

in Rein-Aluminiumschmelze (vgl. Tabelle 2). Des Weiteren 

ist bei den Ti-Wellenleitern in der AlSi8Cu3-Schmelze ein 

nahezu linearer Abfall der RWE-Höhe hin zu deutlich niedrigeren 

Werten über die Zeit festzustellen, wie Bild 11 verdeutlicht. 

Das RWE der Si 3 

N 4 

-Wellenleiter bricht dagegen unmit- 

0 20 40 60 80 100 

Abstand Reflektor, mm 

Titan 

Warmarbeitsstahl X40 

CrMoV 5-1 

Siliziumnitrid 

Bild 8: Höhe der Rückwandechos verschiedener Wellenleitermaterialien 

(korrigiert, 500 mm, Wasser) bei einem Abstand von 0 bis 100 mm zur Reflektorplatte. 

RWE-Höhe, V 

3,5 

3 

2,5 

2 

1,5 

1 

0,5 

0 

0 10 20 30 40 50 

Zeit, min 

Bild 9: Verlauf RWE-Höhe in Al99,8-Schmelze, Titan vs. 1.2344 Stahl. 

Ti-V1 

Ti-V2 

Ti-V3 

Ti-V4 

Ti-V5 

Ti-V6 

Ti-V7 

Ti-V8 

Ti-V9 

1.2344-V1 

1.2344-V2 

1.2344-V3 

1.2344-V4 




PERSPEKTIVEN 

telbar nach dem Rühren ein und liegt anschließend in einem 

kaum nachweisbaren Bereich (Bild 12). 

7.3 Diskussion der Ergebnisse 

Die Ursachen für das stark schwankende Verhalten in den beiden 

Schmelzen konnten nicht final geklärt werden. Eine mögliche 

Begründung für das Verhalten der Titan-Wellenleiter 

in der AlSi8Cu3-Schmelze kann darin liegen, dass der Fokus 

des Schalls durch den Angriff der Wellenleiter verändert wird. 

Dies könnte in der Folge zu Veränderungen in der messbaren 

RWE-Höhe geführt haben. Ein weiterer Faktor, der die stark 

schwankenden Ergebnisse in beiden Schmelzen beeinflusst 

haben könnte, ist der Angriff der Reflektorplatte. Die Korrosion 

der Reflektorplatte führt dazu, dass das Ultraschallsignal 

andersartig gestreut und zurück reflektiert wird. Somit verändert 

sich auch die messbare RWE-Höhe. Ein zusätzlicher Punkt 

ist, dass sich nichtmetallische Einschlüsse in der aufgerauten 

RWE-Höhe, V 

3,5 

3 

2,5 

2 

1,5 

1 

0,5 

0 

0 10 20 30 40 50 

Zeit, min 

Bild 10: Verlauf RWE-Höhe in Al99,8-Schmelze, Titan vs. Si 3 

N 4 

. 

Ti-V1 

Ti-V2 

Ti-V3 

Ti-V4 

Ti-V5 

Ti-V6 

Ti-V7 

Ti-V8 

Ti-V9 

Si3N4-V1 

Si3N4-V2 

Si3N4-V3 

Si3N4-V4 

Si3N4-V5 

Si3N4-V6 

Si3N4-V7 

Si3N4-V8 

Si3N4-V9 

Si3N4-V10 

Si3N4-V11 

Si3N4-V12 

Si3N4-V13 


Tabelle 1: Auswertung der RWE-Stabilität in Al99.8-Schmelze. 

Wellenleiter n Ø RWE-Höhe Stabw. RWE-Höhe Ø Abweichung 

Beginn, V Beginn, V Beginn – Ende, V 

Titan 9 2,67 0,21 0,09 

Si 3 

N 4 

13 1,93 0,25 0,63 

Stahl 1.2344 4 1,51 0,47 0,24 

Tabelle 2: Auswertung der RWE-Stabilität in AlSi8Cu3-Schmelze. 

Wellenleiter n Ø RWE-Höhe Stabw. RWE-Höhe Ø RWE-Höhe Stabw. RWE-Höhe 

Beginn, V Beginn, V Ende, V Ende, V 

Titan 19 1,7 0,4 0,99 0,5 

Si 3 

N 4 

2 1,15 0,25 0,00 – 


Oberfläche des Reflektors absetzen 

und zu anderen Reflektionsverhältnissen 

führen. Dies ist insbesondere 

für die Messungen in Al99,8-Schmelze 

mit den hohen Schwankungen 

bei den Si 3 

N 4 

- und 1.2344-Stahl-Wellenleitern 

eine Erklärung. In zukünftigen 

Versuchen sollte eine keramische 

Reflektorplatte, z. B. aus Aluminiumtitanat, 

eingesetzt werden. 

Dennoch zeigen die Versuche, 

dass Titan bislang aus ultraschalltechnischer 

Sicht die besten Ergebnisse 

erzielt. Die Einkopplung 

des Schalls in die Schmelze gelingt, 

und die erzielten RWE-Höhen führen 

zu der Annahme, dass die Detektion 

von nichtmetallischen Einschlüssen 

möglich ist. Die Ursachen 

für die stark schwankenden Ergebnisse 

müssen jedoch näher untersucht 

werden. 

8 Messungen von Verunreinigungen 

in partikelhaltigen 

Aluminiumschmelzen 

RWE-Höhe, V 

3,5 

3 

2,5 

2 

1,5 

1 

0,5 

0 

0 5 10 15 20 

Zeit, min 

Ti_S1-V1 

Ti_S1-V3 

Ti_S1-V4 

Ti_S1-V5 

Ti_S1-V6 

Ti_S2-V1 

Ti_S2-V2 

Ti_S2-V3 

Ti_S2-V4 

Ti_S2-V5 

Bild 11: Vergleich des RWE-Höhenverlaufs der Titan-Wellenleiter in Al99,8-Schmelze 

und AlSi8Cu3-Schmelze. 


Zur Verifizierung des Aufbaus wurden 

neben den Vorexperimenten 

in partikelhaltiger Modellflüssigkeit 

Messungen mit gezielter Verunreinigung 

von Rein-Aluminiumschmelzen 

durchgeführt. Im Folgenden 

werden die Ergebnisse verschiedener 

Versuchsreihen vorgestellt. Bei 

den „LiMCA-Benchmark-Versuchen“ 

wurde die Schmelze mit definierten 

nichtmetallischen Einschlüssen einer 

bestimmten Größenverteilung 

verunreinigt. Gleichzeitig fand eine 

Überprüfung der Schmelzequalität 

mittels LiMCA- und PoDFA-Verfahren 

statt. Des Weiteren werden die 

Ergebnisse zum Einfluss von Kornfeinungsmittel 

auf das Ultraschallsignal 

dargestellt. Zusätzlich werden 

kurz die Versuche in einer betrieblichen 

Schmelze erläutert. 

8.1 Messung von definierten Verunreinigungen 

mittels Ultraschall 

im Vergleich zu LiMCA und PoDFA- 

Messungen 

RWE-Höhe, V 

2,5 

1,5 

0,5 

3 

2 

1 

0 

0 5 10 15 20 

Zeit, min 

Si3N4_S1-V1 

Si3N4_S1-V2 

Si3N4_S1-V3 

Si3N4_S1-V4 

Si3N4_S1-V5 

Si3N4_S1-V9 

Si3N4_S1-V12 

Si3N4_S2-V1 

Si3N4_S2-V2 

Bild 12: Vergleich des RWE-Höhenverlaufs der Si 3 

N 4 

-Wellenleiter in Al99,8-Schmelze 

und AlSi8Cu3-Schmelze. 

8.1.1 Experimentelle LiMCA-Benchmark-Versuche 

Zur Qualifizierung des Ultraschallaufbaus hinsichtlich seiner 

Detektionsfähigkeit wurde der Aufbau wie zuvor beschrieben 

mit Titanwellenleitern eingesetzt. Die Kühlung der Ultraschallwandler 

erfolgte mittels Luft. Das LiMCA II wurde 

auf gegenüberliegender Seite des Ultraschallaufbaus positioniert, 

wie in Bild 13 dargestellt. Die Geräte wurden so ausgerichtet, 

dass das jeweilige Messfeld in gleicher Schmelzetiefe 

lag. Wie im Rahmen eines Projektes von Industrie und Instituten 

der RWTH-Aachen im AMAP-Cluster nachgewiesen 

werden konnte [27], liegt in dem dreiseitig beheizten 30-kW- 

Widerstandsofen eine symmetrische Schmelze- und Partikelströmung 

vor, sodass die Messpositionen von LiMCA und 



PERSPEKTIVEN 

Ultraschalldemonstrator vergleichbar sind. Für die Versuche 

wurden 160 kg Aluminium mit einer Reinheit von 99,8 % aufgeschmolzen. 

Die Schmelzbadhöhe wurde durch Nachchargieren 

konstant gehalten. Die Temperatur der Schmelze konnte 

über die gesamte Versuchsreihe konstant bei 720 °C ± 4 °C 

gehalten werden. Neben der LiMCA-Messung wurden an definierten 

Punkten im Versuchsablauf PoDFA- und Spektrometerproben 

entnommen. 

Der prinzipielle Prozessablauf lässt sich wie folgt beschreiben: 

Zunächst wurde die Schmelze für ca. 15 s manuell durchmischt, 

damit eine möglichst homogene Partikelverteilung 

eingestellt werden konnte. Im Anschluss wurden mittels 

LiMCA II und Ultraschall für etwa eine bis anderthalb Stunden 

Abstehkurven aufgenommen. Die Auswertung des Ultraschallsignals 

erfolgte sowohl automatisch als auch manuell durch 

Zählen der sichtbaren Partikel durch den Bediener. Nachdem 

zunächst die nicht verunreinigte Schmelze vermessen wurde, 

folgte in den weiteren Versuchen die Zugabe von MMC-Material 

mit nichtmetallischen Partikeln bekannten Typs (Spinelle, 

MgO) (Anteil- und Größenverteilung s. Tabelle 3). Die PoDFA- 

Probenentnahme wurde in der Basisschmelze sowie nach Zugabe 

der Verunreinigungen jeweils im gerührten sowie abgesetzten 

Zustand durchgeführt. Die Auswertung der PoDFA- 

Proben übernahm die Trimet Aluminium SE. Der Ablauf über 

die gesamte Versuchsreihe ist in Bild 14 grafisch verdeutlicht. 

US 

LiMCA 

Bild 13: 

Versuchsaufbau 

während der 

LiMCA-Benchmark-Versuche. 

Tabelle 3: Übersicht der eingesetzten MMC-Materialien und 

ihrer Größenverteilung. 

FOTO: RWTH AACHEN 

8.1.2 Ergebnisse LiMCA-Benchmark-Versuche 

Verunreinigung 

Größenverteilung, μm 

Spinelle Typ 1 20 – 40 

Spinelle Typ 2 43 – 60 

MgO 0 –100 

Die Durchführung einer Cold-PoDFA-Analyse des Eingangsmaterials 

ergab einen Wert von 0,039 mm²/kg, somit lag ein sehr 

sauberes Ausgangsmaterial für die Versuche vor. Die Auswertung 

der PoDFA-Proben aus den Versuchen zeigt, dass die gezielt 

eingebrachten nichtmetallischen Einschlüsse nach der 

Zugabe einen deutlich erhöhten Anteil in den entsprechenden 

Proben aufweisen. Der Verunreinigungsgrad steigt nach 

Einbringung von Partikeln stark an und sinkt im abgestandenen 

Zustand der Schmelze. Entgegen der Erwartung steigt der 

PoDFA-Wert nach Zugabe der MgO-Partikel (Probe AA3 mit 

0,42 mm²/kg, vgl. Bild 15) nicht über den PoDFA-Wert nach 

der zweiten Zugabe von Spinellen (Probe Z3 mit 0,74 mm²/kg). 

Die Analyse der vorliegenden Phasen zeigt, dass nahezu keine 

Spinelle mehr in Probe AA3 nachzuweisen waren. Für die Versuche 

V4-3 und V4-4 liegt aufgrund einer gescheiterten Probenentnahme 

keine Analyse der PoDFA-Proben vor. Ein Vergleich 

der PoDFA-Werte im Vergleich zu den maximalen LiMCA- 

N20 -Werten bzw. Ultraschall-Countzahlen nach der Durchmischung 

der Schmelze ist in Bild 15 dargestellt. 

Die Ergebnisse der LiMCA-Auswertung zeigen, bis auf die 

zuvor besprochenen Versuche (V3-3 & V4-2), ein analoges Verhalten 

zu den PoDFA-Proben. Im nicht verunreinigten, gerührten 

Zustand der Schmelze erreicht der LiMCA-N20-Wert ein 

Maximum von 3,5 K/kg (V1-2). Im abgesetzten Zustand liegt 

der N20-Wert im Mittel bei 0,4 K/kg. Der maximale N20-Wert 

steigt nach jeder Zugabe des MMC-Materials stetig an, sodass 

im letzten Versuch ein N20-Wert von 50,3 K/kg erreicht wurde. 

Mit 0,7 K/kg im abgesetzten Zustand des letzten Versuchs wird 

deutlich, dass eine Unterscheidung des Verunreinigungsgrades 

einer Schmelze mittels LiMCA in einer ruhenden Schmelze 

nicht möglich ist. 

Werden die maximalen Countzahlen des Ultraschallsignals 

nach der Durchmischung betrachtet, muss zwischen den ersten 

Versuchen mit Einfachgrenzwert und den folgenden Versuchen 

mit Mehrfachgrenzwert unterschieden werden. Der Einfachgrenzwert 

führte bei den Versuchen V1-2 bis V2-3 zunächst 

zu keiner Anzeige, sodass die Auswertemethodik hinsichtlich 

eines Mehrfachgrenzwertes verändert wurde. Werden hierbei 

die Maximalwerte der obersten Grenze analysiert, ist ein analoger 

Verlauf zu den PoDFA-Werten festzustellen. Generell zeigt 

sich, dass die Ultraschallsignale in allen Grenzen deutlich auf 

Rühren, Abstehen und die Zugabe von Verunreinigungen reagieren. 

Die Maximalwerte der obersten Grenze weisen, wie die 

PoDFA-Proben, für Versuch V4-2 mit 6965 Zählern einen niedrigeren 

Wert auf als in Versuch V3-3 (7546 Zähler). Eine Begründung 

für den niedrigeren LiMCA-Wert in V3-3 könnte der leicht 

höhere Anteil an Aluminiumoxidhäuten oder eine Agglomeration 

der Spinelle geben. Aluminiumoxidhäute führen aufgrund 

ihrer Morphologie schnell dazu, dass die Öffnung des LiMCAs 

blockiert wird. Eine Agglomeration der Spinelle kann dazu führen, 

dass diese derart anwachsen und folglich nicht mehr durch 

die Öffnung des LiMCAs gelangen können, oder diese blockieren. 

Da die PoDFA-Probenentnahme in V4-4 nicht erfolgreich 

war, kann diese Annahme jedoch nicht bestätigt werden. Die 

genauen Ursachen bzw. die Reproduzierbarkeit der Ergebnisse 

müssten in einer wiederholenden Versuchsreihe untersucht 

und überprüft werden. 

Neben der Betrachtung der maximalen Werte unmittelbar 

nach Durchmischung der Schmelze, wurden zudem die Verläufe 

der Abstehkurven von LiMCA und Ultraschall verglichen. Prinzipiell 

kann für alle Abstehkurven festgestellt werden, dass eine 


Einfach-Grenzwert-Einstellung 

Mehrfach-Grenzwert-Einstellung 

V1 

V2 

V3 

V4 

PoDFA (X1) 

PoDFA (Y1) 

PoDFA (Z1) 

PoDFA (AA1) 

PoDFA (X2) 

V2-2 

V3-2 

PoDFA (AA2) 

V1-2 

+Spinelle Typ1 

PoDFA (Z2) 

+MgO 

PoDFA (Y2) 


PoDFA (AA3) 

V2-3 

V3-3 

V4-2 

V2-4 

V3-4 

V4-3 

PoDFA (Y3) 

Bild 14: Versuchsablauf der LiMCA-Benchmark-Versuche. 

PoDFA (Z4) 


V4-4 


gute Korrelation zwischen den LiMCA-N20-Werten sowie den 

Countzahlen der unteren Ultraschall-Grenze besteht (siehe 

Bild 16). Es fällt zudem auf, dass die manuell durchgeführte 

Bedienerzählung außerordentlich gut mit den LiMCA-N20- 

Werten und Ultraschall-Countzahlen 

übereinstimmt. Zur grafischen 

Darstellung ist die Bedienerzählung 

in den gezeigten Diagrammen mit 

einem Faktor von 25 multipliziert 

worden. Die Bedienerzählung setzt 

zum Teil erst später ein als LiMCA 

und Ultraschall. Dies ist durch die hohen 

und sehr unruhigen Ultraschallsignale 

nach dem Rühren begründet, 

da hierbei die Identifizierung 

des Echos eines einzelnen Partikels 

mit dem menschlichen Auge nicht 

möglich ist. Aus V2-3 wird ersichtlich, 

dass die automatische Einfachgrenzwert-Auswertung 

der Ultraschallsignale 

bei höheren Verunreinigungsgraden 

nicht ausreichend ist (vgl. 

Bild 17). Erst nach gut 20 min Messzeit 

ist ein Abfall der Ultraschallwerte 

zu beobachten. Diese stimmen 

dann jedoch ausgezeichnet mit den 

LiMCA-Werten überein. 

Auch nach Veränderung der Auswertemethodik 

können sehr gute 

Korrelationen zwischen Ultraschallsignal-Countzahl 

und LiMCA-N20- 

LiMCA N20, K/kg & PoDFA-Wert, mm /kg • 75 

60 

50 

40 

30 

20 

10 

0 

Werten aufgezeigt werden, wie die Versuche V3-3 und V4-2 

(Bilder 18 und 19) belegen. Um jedoch offene Aspekte hinsichtlich 

der Kalibrierung und Reproduzierbarkeit der Versuchsreihe 

zu überprüfen und zu analysieren, ist eine Wieder- 

V1-2 V2-3 V3-2 V3-3 V3-4 V4-1 V4-2 V4-3 V4-4 

X2 Y2 Z3 AA2 AA3 

Versuch 

12000 

10000 

8000 

6000 

4000 

2000 

Max LiMCA Max US-Grenze 7 

PoDFA-Wert • 75 

Bild 15: Vergleich der Maximalwerte für LiMCA, Ultraschall und PoDFA über 

die Versuchsreihe. 

0 

Countzahl US-SIgnale 



PERSPEKTIVEN 

Countzahl, Bedienerzählung • 25 

1800 

1600 

1400 

1200 

1000 

800 

600 

400 

200 

0 

0 

0 20 40 60 80 

Zeit, min 

US-Passed 

Bedienerzählung 

LiMCA 

Bild 16: Vergleich der Abstehkurven von LiMCA und Ultraschall 

(Einfachgrenze) für Versuch V1-2 in der nicht verunreinigten 

Schmelze, Verhältnis US zu LiMCA: 300 : 1 

5 

4 

3 

2 

1 

LiMCA N20, K/kg 

holung der Versuchsreihe notwendig. Die ersten Ergebnisse 

der Benchmarkversuche mit der guten Übereinstimmung 

zur LiMCA-Messung sind dennoch sehr vielversprechend für 

die Nutzung der Ultraschalltechnologie für eine schnelle, reproduzierbare 

und zuverlässige Detektion von nichtmetallischen 

Partikeln in Aluminiumschmelzen. 

8.2 Einfluss von Kornfeinungsmitteln auf die Ultraschallmessung 

in Rein-Aluminiumschmelze 

8.2.1 Experimentelle KF-Messungen 

Auch hier wurde der Ultraschallaufbau wie beschrieben mit Titan-Wellenleitern 

eingesetzt. 160 kg Aluminium mit einer Reinheit 

von 99,8 % wurden im Widerstandsofen aufgeschmolzen 

und während der Versuche auf 720 °C ± 4 °C gehalten. Als Kornfeinungsmittel 

wurde AlTi5B1 in Form von Stangenmaterial verwendet. 

Zu Beginn jeder Messreihe wurde die Schmelze manuell 

durchmischt. Nach einer Versuchsreihe in der nicht verunreinigten 

Schmelze wurden zunächst 675 g AlTi5B1 eingerührt 

und in einer folgenden Reihe nochmals 575 g. 


8000 

25 

US-Passed 

7000 


20 

6000 

LiMCA 

5000 

15 

4000 

3000 

10 

2000 

5 

1000 

0 

0 

0 20 40 60 80 

Zeit, min 


8.2.2 Ergebnisse KF-Messungen 

Wie in Bild 20 dargestellt, lassen sich in den ersten 6 min zwischen 

den Countzahlen von 0 g AlTi5B1 und nach Zugabe von 

675 g keine signifikanten Unterschiede feststellen. Bis zur 7. 

bzw. 8. Minute fallen alle drei Kurven nahezu linear ab, wobei 

die Stärke des Abfalls mit zunehmenden AlTi5B1 etwas geringer 

wird. Zwischen der 7./8. Minute und der 15. Minute flacht 

der Abfall insbesondere für die höheren AlTi5B1-Gehalte deutlich 

ab und pendelt sich nach einer Viertelstunde auf einem 

etwa gleichbleibenden Niveau ein. Hier wird ein deutlicher Unterschied 

zwischen den Messungen sichtbar. Liegt der Mittel- 


8000 

7000 

6000 

5000 

4000 

3000 

2000 

1000 

US-Grenze 1 

US-Grenze 7 


LiMCA 

30 

25 

20 

15 

10 

5 


0 

0 

0 20 40 60 

Zeit, min 


(Einfachgrenze) nach Spinell-Typ1 Zugabe für V2-3, 

Verhältnis US zu LiMCA: 320 : 1. 


(Mehrfachgrenzen) für V3-3, nach Spinell-Typ2 Zugabe, 

Verhältnis US zu LiMCA: 250 : 1. 

GRAFIKEN: RWTH AACHEN 


wert zwischen Minute 15 und 20 für Messung 1 bei 207 ± 30,6 

Zählern, so steigt er bei Messung 2 (675 g AlTi5B1) deutlich 

auf 1082 ± 90,5 Zähler an. Die Zugabe der zusätzlichen 575 g 

AlTi5B1 führt zu einem weiteren Anstieg des Mittelwerts auf 

1596 ± 103,6 Zähler. Der flachere Abfall der Abstehkurve bei hoher 

Zugabe von Kornfeinungsmittel kann durch die gesteigerte 

Anzahl an vielen sehr kleinen, sich langsam absetzenden bzw. 

in Schwebe verbleibenden TiB 2 

-Partikeln begründet werden. 

Die vielen kleinen Partikel (

PERSPEKTIVEN 

ner zeitlichen (= räumlichen) Verschiebung des Signals, wie in 

Bild 23 dargestellt. Die großen Unterschiede zwischen den beiden 

Messungen können mit unterschiedlichen Bedingungen 

bei der Einkopplungsunterstützung zusammenhängen. Um 

die Einkopplung zu fördern, wurden die Enden der Wellenleiter 

freigekratzt. Aufgrund der schweren Zugänglichkeit könnte 

dies bei der zweiten Messung besser gelungen sein als zuvor. 

Eine Erklärung für die Stabilität des RWEs bietet unter anderem 

die Strömungsbewegung. Diese könnte bewirken, dass 

die Wellenleiterenden und die Reflektorplatte stets freigespült 

sind und sich daher keine Partikel anlagern, wodurch das Signal 

im Verlauf der Messung geschwächt würde. Ein grundlegender 

Unterschied zu den Laborversuchen war ein deutlich höheres 

Rauschlevel in der betrieblichen Schmelze. Da die Grenzwerte 

im Vergleich zu den Laborbedingungen nicht angepasst 

wurden, lagen die Countzahlen für die Betriebsversuche dementsprechend 

im Vergleich zu den vorangestellten Versuchen 

deutlich höher. Ursachen für das höhere Rauschlevel können 

zum einen in stärkeren elektromagnetischen Feldern oder im 

Stromnetz liegen. Zum anderen könnten die Strömungsbewegungen 

der Schmelze ebenfalls einen gewissen Einfluss auf die 

Ultraschallsignale ausüben. 

Die Ergebnisse zeigen, dass für eine Aussage zum Partikelgehalt 

bzw. zum Verunreinigungsgrad der Schmelze eine Kalibrierung 

der eingestellten Grenzwerte notwendig ist. Für eine 

zuverlässige quantitative und qualitative Bewertung einer betrieblichen 

Schmelze müssen zudem weitere Versuchsreihen 

durchgeführt und der Aufbau insbesondere hinsichtlich seiner 

industriellen Robustheit optimiert werden. Dennoch belegen 

die Versuche, dass eine stabile Einkopplung während der Rinnenmessung 

in einer AlSi8Cu3-Schmelze möglich ist und dass 

für die Detektion von Partikeln prinzipiell eine ausreichend 

hohe Einkopplung erreicht wird. 

9 Fazit und Ausblick 

Bild 22: Versuchsaufbau in Rinne eingetaucht. 

Die Zielgröße zur Detektion von Partikeln in Aluminiumschmelzen 

liegt in einem Bereich von 20 µm bis 300 µm sowie einer 

möglichst genauen Erfassung von Konzentrationen, auch unterhalb 

von 1000 Partikeln pro Kilogramm Aluminiumschmelze. 

Die durchgeführten Benchmarkversuche mit LiMCA und 

PoDFA als auch die Zugabe des Kornfeinungsmittels belegen 

das Erreichen dieser Zielgröße und zeigen das hohe Potenzial 

der entwickelten Ultraschallmesstechnik. Für den Einsatz als industriell 

nutzbares Gerät müssen allerdings zusätzliche Punkte 

hinsichtlich der Handhabung, der Robustheit und der Kalibrierung 

des Messgeräts gelöst und optimiert werden. 

Vergleiche von Messungen in der Modellsuspension mit den 

berechneten Werten aus der Simulation zu den Wechselwirkungen 

zwischen Ultraschallfeld und Partikelwolke zeigen eine sehr 

gute Übereinstimmung. Folglich konnte belegt werden, dass 

die Wechselwirkung des Ultraschalls mit den Partikeln verstanden 

und über das theoretische Modell ausreichend genau beschrieben 

wurde. Des Weiteren konnten bei den Messungen 

in der Modellsuspension bei Mehrfachstreuung die verschiedenen 

Partikelgrößen und -konzentrationen differenziert werden, 

sodass hieraus prinzipiell auch eine Partikelgrößenvertei- 

FOTO: RWTH AACHEN 

Amplitude, V 

Messfeld 

2,87 

V 

Zeit, 

s 

Bild 23: 

Zeitliche Verschiebung 

des RWE 

durch die Ausdehnung 

des Aufbaus 

zum Start und Ende 

des zweiten Betriebsversuchs. 

Amplitude, V 

Messfeld 

Zeit, 

2,87 

V 

s 

GRAFIK: RWTH AACHEN & FRAUNHOFER IZFP 


lung abgeleitet werden kann. Dies wird im Rahmen eines geplanten 

Folgeprojekts eingehender untersucht. 

Das Fraunhofer IZFP und das Gießerei-Institut der RWTH Aachen 

University bedanken sich bei der Forschungsvereinigung Gießereitechnik 

e.V. und dem Bundesverband der Deutschen Gießerei-Industrie 

für die gute Zusammenarbeit. Ein herzlicher Dank für die 

Unterstützung geht zudem an die projektbegleitenden Unternehmen, 

insbesondere an die Hydro Aluminium Rolled Products GmbH, 

Nemak Europe GmbH, Trimet Aluminium SE, Aléris Rolled Products 

Germany GmbH, Inoson GmbH, und Real Alloy Germany GmbH. 

Das IGF-Vorhaben 18061N der Forschungsvereinigung Gießereitechnik 

e.V. (FVG), Hansaallee 203, Düsseldorf, wurde im Rahmen 

des Programms zur Förderung der industriellen Gemeinschaftsforschung 

und -entwicklung (IGF) vom Bundesministerium für Wirtschaft 

und Energie (BMWi) aufgrund eines Beschlusses des Deutschen 

Bundestags gefördert. 

Friederike Feikus, M. Sc., Florian Funken, M. Sc., Prof. Dr.- 

Ing. Andreas Bührig-Polaczek, Gießerei-Institut der RWTH 

Aachen University, Aachen, Dr.-Ing. Thomas Waschkies, 

M. Sc., Miriam Weikert-Müller, M. Sc., Andrea Reuther, M. Sc., 

Prof. Dr.-Ing. Bernd Valeske, Fraunhofer-Institut für Zerstörungsfreie 

Prüfverfahren IZFP, Saarbrücken 

Literatur: 

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Aluminiumguss im Fahrzeug. MTZextra (2010), 15(1), S. 44-53. 

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(2016), 10(3), S. 289-305. 

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[8] Guo, J. F., u. a.: Measurement of particles in molten Al-Si alloys applying 

the ultrasonic technique. International Journal of Metalcasting (2017), S. 1-16. 

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Erscheinungstermin: 2. Januar 2018 

Redaktionsschluss: 8. Dezember 2017 

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Perspektiven 

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in Al-Si Alloy melts. Université du Québec à Chicoutimi, Kanada, 2007. 

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Forum (2009), 630, S. 155-164. 

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techniques. AFS Transactions (1999), 150, S. 727-735. 

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of Science and Technology, Department of Materials Science 

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[27] Gökelma, M.; u. a.: Observation on inclusion settling by LiMCA 

and PoDFA in aluminium melts. Aluminium (2015), 4, S. 56-61. 

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Labor für Werkstofftechnik und Betriebsfestigkeit

PORTRÄT 

Universität Kassel: Praxisorientierte 

Nachwuchsförderung 

Seit der Gründung des Fachgebiets für Gießereitechnik – 

GTK an der Universität Kassel im Oktober im Jahr 2012 

verbindet der Lehrstuhlinhaber Univ.-Prof. Dr.-Ing. Martin 

Fehlbier die universitäre Forschung und Lehre bewusst mit 

den Anforderungen und Bedürfnissen der Industrie. Auf diese 

Weise sollen Forschungsergebnisse besonders schnell und effizient 

in die betriebliche Praxis umgesetzt werden. Mit aktuell 

15 Mitarbeitern werden sowohl die Theorie als auch die Praxis 

der relevanten Themen der Gießereibranche in der Ausbildung 

fundiert vermittelt. 

Gerade in der Praxis besteht eine enge Kooperation mit den 

unterschiedlichsten Partnern aus der Industrie. Hierzu zählen 

nicht nur große Automobilhersteller und NE- sowie FE-Gießereien, 

sondern auch weitere Partner aus der Zuliefererindustrie, 

Anlagen- und Bindemittelhersteller, Werkzeugbauer sowie 

Aluminium- und Werkzeugstahlproduzenten bis hin zu Konstrukteuren 

und Simulanten. 

Zur Bündelung der Interessen und des Know-hows wurde 

zum Institutsaufbau, zur wissenschaftlichen Nachwuchsförderung 

sowie zur Durchführung von Gemeinschaftsforschungsprojekten 

im Jahr 2013 am GTK der „Industrieförderkreis Gießereitechnik 

– innovativer Gussleichtbau“ eingerichtet, dem 

inzwischen über 25 Firmen angehören. 

Neben den traditionellen Aufgabenschwerpunkten in Forschung 

und Lehre liegt eine weitere wichtige Zielsetzung in 

der Unterstützung und Begleitung junger Nachwuchstalente 

mit neuen Ideen in die angestrebte unternehmerische Selbstständigkeit 

in Form sogenannter Start-ups. Als erstes erfolgreiches 

Projekt zur Nachwuchsförderung am Lehrstuhl für Gießereitechnik 

GTK von Prof. Fehlbier wurde das Start-up „REVO- 

LUTE“ realisiert, das sich mit innovativen Ideen im Bereich der 

Getriebetechnik beschäftigt. 

Mit Unterstützung des GTK und einem EXIST-Gründerstipendium 

durch das Bundesministerium für Wirtschaft und Energie 

(BMWi) hat das REVOLUTE-Team um Daniel Schlereth, Absolvent 

des GTK, ein neuartiges und kompaktes Getriebekonzept 

entwickelt und gleich mehrfach patentiert (Bild oben). Dieses 

innovative Getriebe hat das Potenzial, die Effizienz von Fahrzeugen 

mit Verbrennungsmotor und ebenso von Hybrid- oder 

Elektroantrieben signifikant zu steigern. 

Speziell im Zukunftsbereich „Elektromobilität“ zeigen Studien, 

dass es für eine Steigerung der Effizienz nötig sein wird, ein 

Getriebe mit mehreren Gängen zu nutzen, was bislang unüblich 

ist. Konventionelle Getriebesysteme kommen hier auch durch 

die hohen Kräfte an ihre Grenzen. Das REVOLUTE-Getriebekonzept 

kann in diesem Bereich mit geringen Kosten maßgeblich zu 

einem effizienten Betrieb von Elektrofahrzeugen beitragen. Im 

direkten Vergleich mit konventionellen PKW-Getrieben sinken 

die Komplexität und die Anzahl der nötigen Komponenten erheblich. 

Daraus resultieren eine Reduktion von Gewicht und Produktionskosten 

eines Pkw-Getriebes für Verbrennungsmotoren 

um mindestens 50 %. In Zukunft eröffnen sich zusätzliche Möglichkeiten 

zur Gewichtseinsparung durch die Substitution von 

Prototyp des ultrakompakten 7-Gang-Automatikgetriebes. 

Das innovative Konzept 

ermöglicht eine Leistungsübertragung von 

bis zu 270 Nm bei einem Gesamtgewicht 

von ca. 30 kg. 

Blechteilen durch 

leichtere Gussbauteile. 

Ein Anwendungsbeispiel 

sind 

Kupplungskörbe, 

welche momentan 

oftmals aus 

Stahlwerkstoffen 

gepresst werden, 

zukünftig jedoch 

durch Aluminiumoder 

Magnesiumdruckgießen 

gefertigt 

werden könnten. 

Eine weitere 

Möglichkeit, um 

Gewicht einzusparen, 

ist das Zusammenlegen 

des aus 

Aluminiumguss bestehenden Getriebegehäuses mit der Ölwanne 

zu einem Bauteil. Gleichzeitig könnten Kühlrippen im 

Bereich der Ölwanne angebracht werden, welche mit einem 

geführten Fahrtluftstrom das Temperaturniveau selbst bei sehr 

hohen Belastungen im zulässigen Bereich halten, ohne die Wärme 

extern abführen zu müssen, wie es momentan Stand der 

Technik ist. Dieses Vorgehen lässt sich durch die zahlreichen 

Innovationen und Weiterentwicklungen im Aluminium- oder 

auch im Magnesiumdruckguss realisieren. 

Das REVOLUTE-Getriebekonzept macht es durch die kompakte 

Bauweise erstmals möglich, ein automatisches Getriebe 

direkt in das Kurbelgehäuse eines Verbrennungsmotors zu integrieren. 

Diese Bauweise ist im Motorrad seit vielen Jahrzehnten 

der Standard – sie könnte im Automobilbau durch die gewicht- 

und platzsparende Anordnung der Komponenten entscheidende 

Wettbewerbsvorteile bieten und helfen die strengen 

CO 2 

-Grenzwerte einzuhalten. Viele Teile und Systeme, die zuvor 

doppelt vorhanden waren, werden zusammengelegt. Das gesamte 

Öl- und Temperaturmanagement kann kombiniert werden. 

Es ist nur noch eine Ölpumpe nötig, und die Temperatur 

im Getriebe wird durch das Kühlsystem des Motors geregelt. 

Diese Vereinigung führt zu einer deutlichen Reduzierung der 

Einbaulänge der Motor- und Getriebebaugruppe und ermöglicht 

größere Design-Freiheiten vor allem bei „Front-Quer“-Fahrzeugkonzepten. 

Seit September 2017 kann sich das junge RE- 

VOLUTE-Team zu den Siegern des WECONOMY-Gründerwettbewerbs 

zählen. 

Um die ambitionierten Konzepte von REVOLUTE weiterzuentwickeln, 

ist das Gründerteam aktuell auf der Suche nach interessierten 

Unterstützerfirmen und Partnern, die gemeinsam 

diese zukunftsweisende Technologie umsetzen möchten (Ansprechparter: 

Daniel Schlereth M.Sc., Tel.: +49 561 8047591, 

E-Mail: d.schlereth@revolute.de). 

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PORTRÄT 

SFB 1120: Bauteilpräzision durch 

Beherrschung von Schmelze und 

Erstarrung in Produktionsprozessen 

Fertigungsprozesse, bei denen der Werkstoff innerhalb 

der Prozesskette in eine schmelzflüssige Phase überführt 

wird, wie beispielsweise beim Metallgießen, dem Kunststoff-Spritzgießen 

und allen Schmelzschweiß- und thermischen 

Schneidprozessen, können die steigenden Anforderungen an 

eine hohe Bauteilpräzision häufig nur mit großem Aufwand und 

Nachbearbeitungsschritten erfüllen. Voraussetzung für die Erzeugung 

einer hohen Präzision bei schmelzebasierten Prozessen 

ist ein tiefgreifendes Verständnis der Schmelzeentstehung, 

der inneren Dynamik in der Schmelze durch äußere und innere 

Antriebskräfte sowie der Prozesse, die sich während der Erstarrung 

der prozessspezifischen Schmelzen ergeben. 

Der SFB 1120 hat als Ziel die multiskalige Beherrschung der 

Schmelze ausgehend von der Schmelzeentstehung über den 

Schmelzefluss bis zur Erstarrung als Voraussetzung für die Erhöhung 

der Präzision und die Vermeidung von Prozessfehlern 

in und an schmelztechnisch hergestellten Bauteilen. Das Gießerei-Institut 

der RWTH Aachen ist zusammen mit ACCESS e.V. 

mit insgesamt drei Teilprojekten am SFB 1120 beteiligt. Übergeordnetes 

Ziel der drei Teilprojekte ist es, die Präzision beim Metallgießen 

im Hinblick auf spannungs- und dehnungsbasierte 

Phänomene zu erhöhen. Hierzu zählen Schwindung und Verzug, 

aber auch die Warmrissentstehung, wobei ein Fokus auf 

die Wechselwirkungen zwischen makroskopischen thermomechanischen 

Vorgängen zusammen mit der Gefügeentstehung 

und deren Eigenschaften gelegt wird. Die folgenden vier Publikationen 

zeigen Ergebnisse und Schwerpunkte der unterschiedlichen 

Arbeitsbereiche. 

In diesem Hinblick berichtet die erste Veröffentlichung von 

der „Entwicklung eines Versuchsaufbaus mit adaptiver Kühlung 

und der Ermittlung des spalt- und kontaktdruckabhängigen 

Wärmeübergangskoeffizienten“, der die gleichzeitige Ermittlung 

von Wärmeflüssen sowohl über die Grenzfläche Gussteil/ 

Form mit Spaltbildung als auch über die Grenzfläche Gussteil/ 

Kern mit Aufschrumpfdruck ermöglicht. Dieser Versuchsaufbau 

liefert einerseits Informationen zu Wärmeübergängen an diesen 

Grenzflächen und bildet andererseits die ideale Basis zur 

Verifikation der thermomechanischen Simulationsergebnisse. 

Zudem ermöglicht es dieser Aufbau, unterschiedliche Temperierungen 

der Form einzustellen und Legierungen mit unterschiedlichem 

Erstarrungs- und Schwindungsverhalten abzugießen. 

Es ist Stand der Technik, Wärmeübergangskoeffizienten 

als Funktion der Zeit oder der Temperatur zumeist global oder 

für einzelne Grenzflächen als Randbedingung zu definieren. In 

einem komplexen Bauteil bildet sich der Spalt jedoch höchst 

unterschiedlich aus, so kann es zu lokaler Spaltbildung oder 

auch zu lokalem Aufschrumpfen kommen. Um diese Zusammenhänge 

quantitativ zu erfassen, wurde in einer zweiten Veröffentlichung 

eine „Parameteridentifikation für ein spalt- und 

druckabhängiges Wärmeübergangsmodell für unterschiedliche 

Abkühlbedingungen im Dauerformguss“ durchgeführt. 

Dies ermöglicht erstmals die Berücksichtigung experimentell 

quantifizierter druck- und spaltabhängiger Wärmeübergangskoeffizienten 

in einer thermomechanischen Simulation. Die 

dritte Veröffentlichung beschäftigt sich mit der „Modellierung 

der Erstarrungskinetik kolumnarer und äquiaxialer Kornstrukturen 

zur gefügebasierten Interpolation der Werkstoffeigenschaften 

im Hinblick auf die Verzugsvorhersage“. Dieser Ansatz 

dient dazu, experimentell ermittelte Werkstoffeigenschaften 

durch berechnete anisotrope Eigenschaften zu ersetzten. Bei 

ACCESS e.V. werden dreidimensionale Gefügestrukturen mit 

Micress berechnet und darauf basierend mittels mathematischer 

Homogenisierung orthotrope Werkstoffeigenschaften 

wie bspw. der E-Modul berechnet. Diese Daten werden richtungsabhängig 

auf der zuvor berechneten kolumnaren und 

äquiaxialen Kornstruktur interpoliert und so in der thermomechanischen 

Simulation berücksichtigt. In Zukunft soll mit Hilfe 

weiterer berechneter Eigenschaften wie dem Spannungs- 

Dehnungs-Verhalten auch die Warmrissentstehung zwischen 

angrenzenden Körnern besser verstanden und simuliert werden. 

In der vierten Veröffentlichung „Modellierung des Verzugs 

eines oberflächennah gekühlten A356-Gussteils mit unterschiedlichen 

Wärmeübergangs- und Erstarrungsansätzen“ 

wurde zunächst die Genauigkeit der Simulation des Abkühlverhaltens 

verbessert, indem die Erstarrungskinetik mittels Mikrostruktursimulation 

berechnet und das Beschreibungsmodell 

für einen druck- und spaltabhängigen Wärmeübergangskoeffiziente 

manuell optimiert bzw. parametriert wurde. Der Vergleich 

mit herkömmlichen Ansätzen zeigt das Potenzial im Hinblick 

auf die Erhöhung der Präzision der Vorhersage und damit 

auch der Präzision realer Gussbauteile. Letztendlich wird im 

Rahmen des SFB’s das Ziel verfolgt, mittels quantitativer thermomechanischer 

Simulationen in Verbindung mit einem numerischen 

Optimierungsansatz die lokalen Wärmeströme gezielt 

zu beeinflussen und durch Vorhalten der Geometrie endkonturnahe 

Gussteile mit hoher Präzision zu erzielen. 


Entwicklung eines Versuchsaufbaus 

mit adaptiver Kühlung 

und Ermittlung des spalt- und 

kontaktdruckabhängigen Wärmeübergangskoeffizienten 

Nino Wolff, Björn Pustal, Thomas Vossel, Gottfried 

Laschet und Andreas Bührig-Polaczek, Aachen 

Es wird die Entwicklung eines Kokillenguss-Versuchssaufbaus 

vorgestellt, um gleichzeitige In-situ-Messungen von 

Temperaturen, Spaltbildung und Kontaktdrücken zu ermöglichen, 

genauso wie die Ermittlung der sich daraus ableitenden 

Wärmeübergangskoeffizienten zwischen Form und 

Gussteil. Dabei wird der Einfluss von verschiedenen Abkühlraten 

durch aktive Formtemperierung berücksichtigt. Hierfür 

wird eine spezielle Form für ein rotationssymmetrisches Gussteil 

entwickelt, die die nötige Messtechnik aufnehmen soll sowie 

durch wechselbare Formeinsätze an verschiedene Abkühlbedingungen 

angepasst werden kann. Es werden erste Ergebnisse 

inklusive der zugehörigen Wärmeübergangskoeffizienten 

vorgestellt. 

Wechselbare 

Kokilleneinsätze 

Drei Quarzstäbe gehen in 

die Schmelze O und fünf in 

die Formwand 

Probenkörper 

aus A356 

O O O 

Bild 1: Ein aus A356 gegossener Probekörper (links), Explosionsdarstellung 

des modularen Versuchsaufbaus mit der 

Anordnung der Wegmessereinheiten (rechts). 

Sanddeckel 

Quarzstäbe 

LVDTs 

Quarzstab 

FOTOS UND GRAFIKEN: SFB 1120 

Einleitung 

Eigenspannungen, die während des Gießprozesses entstehen, 

sind eine Ursache für den Verzug von Gussteilen. Die Eigenspannungen 

entstehen durch eine Wechselwirkung zwischen 

inhomogenen Abkühlungsbedingungen und der Bauteilgeometrie, 

was zu Abweichungen von der Ausgangsgeometrie 

und Gussfehlern während der Erstarrung führt. Diese Abhängigkeit 

zwischen Spannungen, Verzug und Abkühlungsbedingungen 

zeigt, dass der Wärmefluss vom Gussstück zur Form 

von großer Bedeutung ist. Das Verständnis der Wirkungen dieser 

Wärmeflüsse ist unerlässlich, um die Verzüge quantitativ zu 

simulieren und zu minimieren. Der Wärmeübergangskoeffizient 

(HTC) zwischen Gussstück und Form ist als einer der wichtigsten 

Einflüsse auf diese Wärmeflüsse stark von den Kontaktbedingungen 

zwischen Gussstück und Form abhängig. Dazu 

wurde in der hier beschriebenen Arbeit ein Versuchsaufbau zur 

simultanen In-situ-Untersuchung des HTC in Abhängigkeit von 

Luftspalt, Anpressdruck und Abkühlbedingungen entwickelt. 

Die zugrundeliegenden Prinzipien und ihre Umsetzung werden 

in dieser Arbeit ebenso wie die ersten Ergebnisse beschrieben. 

Grundlegende Prinzipien 

Probenkörper 

Thermoelemente 

Kraftmessdose 

Isolierung 

Kern 

Bild 2: Ausschnittsdarstellung des Experimentaufbaus 

mit gegossenem Probekörper und angeschlossenem Messsystemen. 

Tabelle 1: Temperiereinstellungen der Form- und Kerntemperaturen 

vor dem Abguss. 

Formtemperatur in °C 200 100 30 

Kerntemperatur in ° C 155 90 30 

Die Untersuchung der Luftspaltbildung durch Erstarrungsschwindung 

bei Gießprozessen wird seit langem erforscht [1- 

2]. Spätere Untersuchungen kombinierten diese Analysen mit 

der HTC-Bestimmung der Form-Gussteil-Grenzfläche [3-5]. Einen 

Vergleich unterschiedlicher Simulationsprogramme und 

verschiedener Modelle zur Charakterisierung der Abhängigkeiten 

des HTC ergab, dass spaltabhängige Beschreibungen 

die besten Übereinstimmungen zeigten [4]. Ebenfalls wurden 

unterschiedliche Ansätze der Berechnung der Erstarrungskinetik 

in Bezug auf die Abkühlung während der Erstarrung und 

Schrumpfung für den Kokillenguss der Industrielegierung A356 

(AlSi7Mg0.3) untersucht [6]. Auf experimenteller Seite wurde 

auch der Einfluss von Kühlraten auf die Luftspaltbildung bewertet 

[7]. Der Zusammenhang zwischen Anpressdruck und Wärmeübertragung 

wurde separat untersucht, hauptsächlich durch 

die Einwirkung äußerer Kräfte an der untersuchten Grenzfläche 

[8-10]. Bei realen Gießprozessen ist es offensichtlich, dass, 

je nach Geometrie in einem Bauteil, sowohl schwindungsinduzierte 

Luftspaltbildung als auch Anpressdruck auftreten. In der 

hier beschriebenen Arbeit werden beide Phänomene gleichzeitig 

betrachtet. Um die kombinierten Daten näher an die Pro- 


PORTRÄT 

Bild 3: Skizzen der wechselbaren Kokilleneinsätze zur Erzeugung 

verschiedener Temperaturgradienten durch unterschiedliche 

Temperierkanäle (blau), links konventionell gefertigt, 

rechts generativ gefertigt. 

duktionsbedingungen heranzuführen, wird in einem weiteren 

Schritt der Einfluss der aktiven Werkzeugtemperierung als Temperaturregelung 

berücksichtigt. 

Entwicklung des Versuchsaufbaus 

Die Grundidee eines rotationssymmetrischen Prüflings zur Beseitigung 

geometrischer Einflüsse wurde aus einem bestehenden 

Aufbau heraus übernommen [5]. Um die Möglichkeit zur 

Messung des Anpressdrucks auf einem Kern zu schaffen, wurde 

der napfförmige Probekörper mit der offenen Seite nach unten 

ausgerichtet. Dies ermöglicht das Einsetzen und Herausziehen 

eines Stahl- oder Sandkerns. Um einen radialen Wärmefluss bei 

gleichzeitiger aktiver Kühlung zu gewährleisten, wurde zusätzlich 

eine Option zur Isolierung von Boden und Oberfläche integriert. 

Zur Untersuchung von Einflüssen, die durch wechselnde 

Kühlungsbedingungen induziert werden, wurde das Werkzeug 

modular mit auswechselbaren Formeinsätzen und Kernen aufgebaut. 

Die Probe hat einen Außendurchmesser von 153 mm, 

eine Höhe von 120 mm bei 20 mm Wanddicke am Boden und 

Formschrägen von 5° innen und außen (Bilder 1 und 2). 

Zur Anpassung der Abkühlbedingungen ist der Aufbau mit 

auswechselbaren Formeinsätzen ausgestattet, die in drei Teile 

um den Umfang segmentiert sind. Jeder Einsatz verfügt über 

einen Kühlkanal zur Temperierung der Schmelze mit Öl durch 

einen individuellen Temperierkreislauf, der in einem Temperaturbereich 

von Umgebungstemperatur bis 350 °C arbeiten 

kann. Darüber hinaus werden Kokilleneinsätze aus einer Kupfer- 

und einer Stahllegierung eingesetzt. Beide verfügen über 

konventionell bearbeitete gerade Kühlkanäle. Ein dritter Einsatz, 

ebenfalls aus 1.2343er Stahl, wurde durch additive Fertigung 

mit entlang der Kontur angepassten Kühlkanälen hergestellt 

(Bild 3). Ziel hierbei ist es, einen lokal adaptierten thermischen 

Gradienten entlang der Achse der Probe zu erzeugen. 

Zusätzlich sind Innenkerne aus zwei verschiedenen Kernwerkstoffen 

einsetzbar, einer aus dem gleichen Stahl wie der Formwerkstoff 

und der andere als Cold-Box-Sandkern. 

Die Messungen der Temperatur und der Luftspaltbildung 

erfolgten in ähnlicher Weise wie bei vorangegangenen Experimenten 

[2-6] und [11]. Die Gruppen von jeweils drei Thermoelementen 

(Typ K) befinden sich oben in der Form und am Probekörper 

sowie im Kern und im Probenboden. Zur Messung des 

entstehenden Luftspaltes messen acht linear variable Differentialtransformatoren 

(LVDT), thermisch entkoppelt durch Quarzstäbe, 

die Bewegung der Kokille und des Gussteils. Fünf von ihnen 

zeichnen die Verschiebung der Form auf und die anderen 

drei detektieren die Bewegung des erstarrenden Gussmaterials 

in der Nähe der Form-Guss-Grenzfläche. Der Anpressdruck 

zwischen Probe und Kern wird durch eine Kraftmessdose gemessen, 

die sich an der Außenseite der Form befindet und über 

einen weiteren Quarzstab mit der Grenzfläche Kern/Schmelze 

verbunden ist (Bilder 1 und 2). 

Durchgeführte Arbeiten 

Bei jedem Zeitschritt werden Anpressdruck, Luftspalt und Temperaturen 

erfasst. Der Luftspalt und seine Entwicklung werden 

durch den Vergleich der Relativbewegungen der Form und der 

Gussteiloberfläche bestimmt. Die Grenzflächentemperaturen an 

der Kokillen- und Gussstückoberfläche werden durch eine Extrapolation 

der gemessenen Temperaturen aus den äquidistant 

platzierten Thermoelementen ermittelt. Die Ermittlung des HTC 

erfolgt wie in den vorangegangenen Arbeiten beschrieben [5]. 

Die beschriebenen Versuche wurden mit einer korngefeinten 

und Sr-veredelten A356-Legierung durchgeführt. Die konventionell 

bearbeiteten Kupfereinsätze, in Kombination mit dem 

Stahlkern, wurden mit einer isolierenden, glimmerbasierten 

Schlichte versehen. Es wurde eine Gießtemperatur von 720 °C 

eingestellt. Der Zeitpunkt des Abgusses wurde so gewählt, dass 

eine vorher festgelegte Kerntemperatur erreicht wurde. Für die 

hier beschriebene Arbeit wurde als betrachteter Parameter die 

Formtemperierung ausgewählt, sodass Experimente mit drei 

verschiedenen Einstellungen von Umgebungstemperatur bis 

200 °C durchgeführt wurden (siehe Tabelle 1). 

Temperatur, °C 


Zeit, s 

Zeit, s 

Bild 4: Abkühlkurven im Probekörper für verschiedene Formtemperaturen, gemessen 12 mm unterhalb der Bauteiloberseite (links) 

und im Wandbereich 12 mm über dem Boden (rechts). 



Spalt, mm 


Druck, MPa 

Zeit, s 

Zeit, s 

Bild 5: Spaltbildung (links) und Entwicklung des Kontaktdruckes (rechts) mit den zugehörigen Temperaturen im gegossenen 

Probekörper und in der Form für eine Formtemperatur von 100 °C. 

THC, W/m 2 K 

THC, W/m 2 K 

Grenzflächentemperatur, °C Grenzflächentemperatur, °C 

Bild 6: Werte des spaltabhängigen Wärmeübergangskoeffizienten für verschiedene Formtemperaturen, aufgetragen über die 

gussseitige Grenzflächentemperatur: für den gesamten Erstarrungsprozess (rechts), Ausschnitt mit einem kleineren Temperaturintervall 

(links). 

Ergebnisse 

Die Versuche mit verschiedenen Formentemperierungen zeigen 

wie erwartet, dass die Gussteile mit niedrigeren Formtemperaturen 

schneller abkühlen. Wie beabsichtigt kühlen 

die dünnen Wände der Probe viel schneller ab als der voluminösere 

Bereich oberhalb (Bild 4). Es ist zu erkennen, dass im 

dünnwandigen Bereich nahe dem Boden die Erstarrung über 

die Wanddicke des Gussteils annähernd gleich schnell abläuft 

(Bild 5, rechts). Im Gegensatz dazu erfolgt die Abkühlung am 

oberen Ende der Probe signifikant schneller am Probenrand (in 

der Nähe der Form) als in der Mitte der Probe. Dies zeigen in 

Bild 5, links, der hellgrüne Graph für die Gussteilmitte und der 

dunkelgrüne für die Messung nahe dem Rand. An beiden Orten 

wurden die für die HTC-Bestimmung notwendigen Temperaturgradienten 

und Grenzflächentemperaturen ermittelt. Die 

Bildung von Luftspalt oder Kontaktdruck beginnt kurz nach 

dem Beginn der Erstarrung. Dies lässt sich mit der schnellen Bildung 

einer dünnen Randschale beim Auftreffen der Schmelze 

auf die relativ kalte Form und den Kern erklären (Bild 5). Die Ergebnisse 

für den berechneten spaltbezogenen HTC als Funktion 

der gussseitigen Grenzflächentemperatur zeigt Bild 6. Ausgehend 

von hohen Grenzflächentemperaturen zum Beginn 

der Erstarrung ist die Spaltbildung erst schwach ausgeprägt. 

Mit zunehmender Erstarrung und Randschalenbildung entwickelt 

sich auch ein zunehmender Luftspalt und die HTC-Werte 

sinken mit fallender Grenzflächentemperatur langsam ab. Bei 

einer Grenzflächentemperatur oberhalb der Kohärenztemperatur, 

bei der noch kein zusammenhängendes Dendritennetzwerk 

besteht, weichen die HTC-Werte für die verschiedenen 

Experimente stark voneinander ab und steigen auf Werte, die 

deutlich höher sind, als dies in der Realität der Fall ist [5]. Dies 

liegt daran, dass oberhalb der Kohärenztemperatur der Kontakt 

als Flüssig-Festkörper-Kontakt vorliegt. Für diesen Fall ist 

eine andere Gleichung zur Berechnung des Wärmestroms, die 

den Wärmewiderstand ohne Spaltbildung berechnet, zur HTC- 

Ermittlung heranzuziehen. Die Differenz der HTC-Werte bei 

niedrigeren Grenzflächentemperaturen spiegelt den Einfluss 

der Abkühlraten für die drei verschiedenen Werkzeugtemperaturen 

wider. Aufgrund der reduzierten Abfuhr von Wärme in 

der heißeren Form sind die erhaltenen HTC-Werte bei gleicher 

gussseitiger Grenzflächentemperatur höher (Bild 6). 

Zusammenfassung 

Die Ergebnisse zeigen, dass die erwarteten Einflüsse und Wechselwirkungen 

mit dem vorgestellten Versuchsaufbau prinzipiell 

abgebildet werden können. Darüber hinaus zeigte sich, 

dass die untersuchten Parameter konsistente Abhängigkeiten 

aufweisen. Die zukünftigen Arbeiten beschäftigen sich daher 

mit der quantitativen Ermittlung kontaktdruckbezogener HTC- 

Werte bei verschiedenen Abkühlbedingungen. Um einen umfassenden 

Datensatz zu erhalten, wird der HTC für definierte 

verschiedene Kontaktbedingungen wie Fest-Flüssig-Zustand, 

Luftspalt und Anpressdruckzustand verknüpft. Ziel ist es, die 

Wärmeflüsse und die Wechselwirkungen der Guss-Form-Grenz- 


PORTRÄT 

fläche besser zu verstehen. Diese Ergebnisse werden in Kombination 

mit numerischen Simulationen die notwendige Basis für 

eine Entwicklung präziserer und fehlerfreier Gussteile erweitern. 

Die vorgestellten Untersuchungen wurden im Rahmen des Sonderforschungsbereichs 

SFB1120 „Bauteilpräzision durch Beherrschung 

von Schmelze und Erstarrung in Produktionsprozessen“ 

an der RWTH Aachen durchgeführt und durch die Deutsche Forschungsgemeinschaft 

e.V. (DFG) finanziert. Für die Förderung und 

Unterstützung sei an dieser Stelle gedankt. 

Dipl.-Ing. Nino Wolff, Dr.-Ing. Björn Pustal und Thomas Vossel 

M.Sc., Gießerei-Institut, RWTH Aachen University, Dr.-Ing. Gottfried 

Laschet, Access e.V., Aachen, Prof. Dr.-Ing. Andreas Bührig- 

Polaczek, Gießerei-Institut, RWTH Aachen University 

Literatur: 

[1] Engler, S.; Schleiting, G.: Spaltbildung beim Gießen von Aluminium-Silizium-Legierungen 

in Kokille. Gießereiforschung 30 (1978), [Nr. 1], S. 25-30. 

[2] Lagerstedt, A.; Kron, J.; Yosef, F.; Fredriksson, H.: Measurements and 

modeling of air gap formation in iron-base alloys. Mat. Sci. Eng. A (2005), 

Vol. 413-414, S. 44-51. 

[3] Nishida, Y.; Droste, W.; Engler, S.: The air-gap formation process at the 

casting-mold interface and the heat transfer mechanism through the gap. 

Metall. Trans. 17B, (1986), S. 833-844. 

[4] Kron, J.; Bellet, M.; Ludwig, A.; Pustal, B.; Wendt, J.; Fredriksson, H.: Comparison 

of numerical simulation models for predicting temperature in solidification 

analysis with reference to air gap formation. Int. J. of Cast Metals 

Research 17 (2004), [Nr. 6], S. 295-310. 

[5] Ahmadein, M.; Pustal, B.; Wolff, N.; Bührig-Polaczek, A.: Determination 

and validation of the gap dependent heat transfer coefficient 

during permanent mold casting of A356 aluminum alloy. Mat. Sci. and 

Eng. Techology (2017). 

[6] Laschet, G.; Vossel, T.; Wolff, N.; Apel, M.; Bührig-Polaczek, A.: Multiscale 

solidification simulation of an axisymmetric A356 component in 

die casting. 6. Decennial International Conference on Solidification Processing, 

Windsor, 2017. 

[7] Gunasegaram D. R.; Nguyen, T. T.: Effect of cooling rate on air gap formation 

in aluminium alloy permanent mould casting. Int. J. Cast Met. Research 

(2006), [Nr. 19], S. 116-122. 

[8] Sekhar, J. A.; Abbaschian, G. J.; Mehrabian, R.: Effect of pressure on 

metal-die heat transfer coefficient during solidification. Mat. Sci. Eng. 40 

(1979), S. 105-110. 

[9] Griffith, W. D.; Kawai, K.: The effect of increased pressure on interfacial 

heat transfer in the aluminium gravity die casting process. J. Mat. Sci. 

(2010), [Nr. 45], S. 2330-2339. 

[10] Fardi Ilkhchy, A.; Jabbari, M.; Davami, P.: Effect of pressure on heat 

transfer coefficient at the metal/mold interface of A356 aluminum alloy. 

Int. Communications in Heat and Mass Transfer (2012), [Nr. 39], S. 705-712. 

[11] Galles, D.; Beckermann, C.: Distortion of a steel cylinder casting with 

a core. 67. SFSA Technical and operating Conference, Chicago, 2013. Paper 

No. 5.8. 

Parameteridentifikation für ein 

spalt- und druckabhängiges 

Wärmeübergangsmodell für 

unterschiedliche Abkühlbedingungen 

im Dauerformguss 

Mahmoud Ahmadein, Tanta, Ägypten, Nino Wolff, 

Björn Pustal und Andreas Bührig-Polaczek, Aachen 

Die lokale Wärmeübertragung beim Kokillengießen ist 

aufgrund der Ausbildung von örtlich variierenden Spalten 

oder Kontaktstellen für die Präzision im Hinblick auf 

Verzug, Eigenschaften und Qualität der Gussteile von hoher 

Bedeutung. Es wurden Versuchsreihen zum Gießen von A356- 

Aluminiumlegierungen in einer temperierten Stahlkokille mit 

unterschiedlichen Temperaturen durchgeführt und die übrigen 

Prozessparameter konstant gehalten. Während der Erstarrung 

werden die Temperaturgradienten an den Grenzflächen 

von Gussstück, Form und Kern sowie der auf den Kern 

wirkende Kontaktdruck und die Größe des sich ausbildenden 

Luftspaltes an der Grenzfläche Gussteil-Form/Kern gemessen. 

Die experimentellen Ergebnisse werden zur Ableitung von Korrelationen 

verwendet, die den Wärmeübergangskoeffizienten 

an der Grenzfläche auf die Dicke des Luftspalts und den Kontaktdruck 

beziehen. An der Grenzfläche zum Kern wird ein Modell 

für den Verlauf des Wärmeübergangskoeffizienten in Abhängigkeit 

des Kontaktdrucks verwendet. 

Einleitung 

Der Wärmeübergang zwischen Gussteil und Form beim Kokillengießen 

hat direkten Einfluss auf die Abkühlgeschwindigkeit 

und das entsprechende Erstarrungsgefüge sowie die mechanischen 

Eigenschaften des Gussteils. Die Bildung von Gussfehlern, 

Schwindung, Verzug und Eigenspannungen sind auch Folgen 

der Richtung und der Geschwindigkeit der Wärmeabgabe 

an die Form. Darüber hinaus beeinflusst die Formausdehnung 

bzw. -schrumpfung durch Heiz- und Kühlzyklen die Genauigkeit 

der Gussteile und kann thermische Spannungen verursachen. 

Der Wärmeübergangskoeffizient h zwischen Gussteil und Form 

wird durch mehrere Parameter beeinflusst wie bspw. Formtemperatur, 

Fest-fest-Kontaktdruck durch Aufschrumpfen, Fest-flüssig-Kontakt, 

Spaltbildung und Verzug des Gussstücks, Wärmeleitfähigkeit 

von Gussstück und Form sowie Dicke und Oberflächenrauheit 

der Schlichte oder Beschichtung [1, 2]. 

Die Wärmeübergangsmechanismen hängen demzufolge 

von der Kontaktart und den Bedingungen an der Kontaktfläche 

ab. Komplexe Gussteile haben externe Konturen zur Kokillenoberfläche 

hin und innere Konturen zur Kernfläche hin. 

Liegt die Temperatur der Gussgrenzfläche oberhalb der Kohärenztemperatur 

(Temperatur, ab der sich ein Festkörperskelett 

gebildet hat, das erste Kräfte aufnehmen kann), wird aufgrund 

der guten Benetzung zwischen dem teilflüssigen Metall 

und der Gussform oder dem Kern ein sehr hoher Wärmeaus- 


tausch erwartet. Wenn sich unterhalb der Kohärenztemperatur 

eine erste feste dünne Randschale bildet, ändern sich die 

Kontaktbedingungen. An der Kokillenoberfläche bildet sich 

z. B. ein Luftspalt und an der Kernoberfläche entsteht z. B. ein 

Kontaktdruck. Der Wärmeübergang durch den Luftspalt ist sowohl 

vom Strahlungsaustausch zwischen Gussteil und Kokille 

als auch von der Wärmeleitung des luftgefüllten Spaltes geprägt. 

Der letztgenannte Mechanismus wird als dominant bei 

niedrigschmelzenden Legierungen angesehen [1, 3]. Beim Stahlgießen 

trägt die Strahlung jedoch mit etwa 50 % zum Wärmeübergang 

an der Grenzfläche bei [4]. Der vor der Luftspaltbildung 

vorhandene Anfangswert des Wärmeübergangskoeffizienten 

h init 

hat einen deutlichen Einfluss auf die Abkühlkurven. 

Gängige Werte liegen zwischen 3000 und 7000 Wm -2 K -1 für 

das Kokillenformgießen [5]. Je nach Schlichte und Prozessbedingungen 

können jedoch auch niedrigere oder durch Druck 

auch höhere Werte erreicht werden. 

Wenn das Gießmetall im flüssigen Zustand in Kontakt mit 

der Form ist, beeinflussen Parameter wie die Benetzbarkeit 

der Flüssigkeit auf der Formoberfläche (auch unter Bildung 

von Oberflächenoxiden z. B. bei Al-Schmelzen) die Menge der 

Schmelze, die Überhitzung, die Oberflächenrauigkeit, die Formtemperatur, 

Impuls und Turbulenz der Schmelze, die Wärmeleitfähigkeit 

der Form sowie der hydrostatische Druck den Wärmeübergangskoeffizienten 

[6]. Da sich im Gussstück an der Guss/ 

Form-Grenzfläche eine feste Schale bildet, verringert sich bereits 

vor der Spaltbildung der Wärmeübergangskoeffizient, da 

die Wärmeleitfähigkeit der festen Schale kleiner ist als die des 

flüssigen Metalls. Anschließend entsteht durch die Schwindung 

ein Luftspalt. Bei Luftspaltbildung hat der Druck wenig Einfluss 

auf den Wärmeübergangskoeffizienten, und einige andere Parameter 

bestimmen den Wärmeübergang, wie die Größe des 

Luftspaltes, die Oberflächenorientierung zueinander, die Wärmeleitfähigkeit 

und Oberflächenrauigkeit der Festkörperhülle. 

Die aktuelle Arbeit ist eine Erweiterung der bisherigen Forschungsaktivitäten 

[7, 8] und zielt auf die Entwicklung und Identifizierung 

der Modellparameter ab, die den Luftspalt und die 

Kontaktdruckabhängigkeit bei verschiedenen Kokillentemperaturen 

beeinflussen. 

Methodik 

Bild 7: Schematische Darstellung des Gussteils und der 

Wärmeströme sowie Anordnung der Thermoelemente. 

Anhand des in [7] erläuterten Aufbaus wurden Gießversuche 

für die Aluminiumgusslegierung A356 in einer geschlichteten 

Stahlkokille durchgeführt. Abgesehen von den Form- und 

Kerntemperaturen, die während der Erstarrung auf 30, 100, 

200 und 300 °C eingestellt wurden, wurden die Prozessbedingungen 

konstant gehalten. Der Temperaturgradient in Form, 

Gussteil und Kern wurde während der Erstarrung in der Nähe 

der Guss/Form- und der Guss/Kern-Grenzflächen mit einem 

Zeitintervall von 0,05 s und mehreren Thermoelementen, wie 

in Bild 7 dargestellt, gemessen. Der Versuchsaufbau ist so gewählt, 

dass im oberen Bereich zur Kokille hin ein Luftspalt entsteht, 

im unteren Bereich hingegen das Gussstück auf den innenliegenden 

Kern aufschrumpft. 

Wenn die Kohärenztemperatur unterschritten wird, hat sich 

eine tragfähige Schale gebildet und die Spaltbildung mit der 

Breite ∆x beginnt, die durch Schwindung des Gussteils und Formausdehnung 

progressiv zunimmt. Der Wärmeübergangskoeffizient 

an der Grenzfläche Gussteil/Form h wird über die Wärmeleitfähigkeit 

der Luft gemäß Gleichung (1) bestimmt, wobei k air 

die temperaturabhängige Wärmeleitfähigkeit der Luft ist [8]. 

h= 

 

(1) 

Es wird davon ausgegangen, dass der Wärmefluss über den 

Luftspalt je Zeitschritt konstant ist, da die spezifische Wärme 

der Luft und die der keramischen Beschichtung klein sind. 

Vor Beginn der Erstarrung besteht ein Fest-flüssig-Kontakt, 

d. h. ∆x = 0, P = 0, wobei der hydrostatische Druck von maximal 

0,0043 MP vernachlässigt wird. Dementsprechend führt die Anwendung 

von Gleichung (1) zu einer falschen Schätzung von h 

mit einem unendlichen Wert, wenn die Spaltbreite gegen null 

geht. Tatsächlich liegt unter solchen Bedingungen ein hoher 

Wärmeübergangskoeffizient h init 

vor. Um für den Wärmeübergangskoeffizienten 

h init 

einen geeigneten Wert zu ermitteln, 

wird der mittlere Wärmestrom q = (q g 

+q k 

)/2 gemäß Gleichung 

(2) berechnet, wobei q g 

den Wärmestrom vom Gussteil in den 

Spalt und q k 

den Wärmestrom vom Spalt in die Kokille darstellt. 

h=q ⁄ (T −T ) (2) 

Beide werden aus den jeweils in Gussteil und Form ermittelten 

Temperaturgradienten an der Grenzfläche berechnet [10]. Im 

unteren Bereich der Versuchsanordnung schrumpft das Gussteil 

auf den Kern auf und an der Kernoberfläche übt die gebildete 

feste dünne Randschale einen Anpressdruck P auf die Kernfläche 

aus. Für die Berechnung des Wärmeübergangskoeffizienten 

unter dem Anpressdruck P wird ein Modell von Mikić [9] 

verwendet (Gleichung (3)), wobei k s 

, E´ und s s 

die äquivalente 

Wärmeleitfähigkeit, das Elastizitätsmodul und der Oberflächenrauheitsgrad 

der berührenden Festkörperoberflächen sind. 


PORTRÄT 


700 

600 

~553 

500 

T1 

T3 

T4 

T6 

Spalt 

T2 

T-Wand Kokille 

T5 

T-Wand Guss 

0,35 

0,30 

0,25 

Luftspaltdicke, mm 

0,20 

500 

16 

400 

0,15 

400 

12 

300 

0,10 

300 

8 

200 

T7 

T8 

0,05 

T9 

T-Wand Guss 

200 

T-Wand Kokille T10 

4 

100 

0,00 

T11 

T12 

Druck 

0 100 200 300 400 500 

100 

0 

Zeit, s 

0 100 200 300 400 500 

Zeit, s 

Bild 8: Abkühlungskurven im oberen Bereich des Gussteils und der Kokille zusammen mit der Entwicklung der Luftspaltdicke (links) 

und Abkühlkurven im unteren Bereich des Gussteils zusammen mit der Entwicklung des Kontaktdrucks an der Kernfläche (rechts) für 

eine Vorwärmtemperatur von 100 °C. 


700 

600 

24 

20 

Druck, MPa 

T-Kokille 300 °C T-Kokille 200 °C 

T-Kokille 100 °C T-Kokille 30 °C 

h, Wm -2 K -1 

h init 

(T m 

) 

T 

8 

Kontaktdruck, MPa 

Spaltbreite, mm 

Bild 9: Wärmeübergangskoeffizient als Funktion des Kontaktdrucks bei 300 °C Kokillentemperatur (links) und als Funktion der Spaltbreite 

für verschiedene Temperaturen des Temperiermediums (rechts) sowie anfänglicher Wert des Wärmeübergangskoeffizienten 

interpoliert zwischen Kernseite (3500 Wm -2 K -1 ) und Kokillenseite (2675 Wm -2 K -1 ). 

h=1,9 k 

P 

(3) 

σ E` 

Ergebnisse und Analyse 

Bildet sich ein Luftspalt, entsteht er erst, wenn die Kohärenztemperatur 

am Rand des Gussteils erreicht ist (Bild 8, oben). 

Er entwickelt sich durch gleichzeitige Kontraktion des Gussteils 

und Ausdehnung der Kokille. Schrumpft das Gussteil auf 

die Kokille oder den Kern auf, so steigt der gemessene Druck 

auf der Kokillen-/Kernfläche ebenso ab diesem Zeitpunkt. Der 

Kontaktdruck steigt durch die gleichzeitige Schrumpfung der 

Festkörperschale des Gussteils und der Ausdehnung des Stahlkerns 

an (Bild 8, unten). Die Entwicklung des Kontaktdrucks 

und der entsprechende Wärmeübergangskoeffizient (Gleichung(3)) 

sind in Bild 9 links dargestellt. Durch das Ansteigen 

des Kontaktdrucks nach Unterschreiten der Kohärenztemperatur 

erhöht sich der Wärmeübergangskoeffizient bis 

zu einem Maximalwert. Nach dem vollständigen Aufheizen 

des Kerns nach etwa 200 s, kühlt dieser gemeinsam mit dem 

Gussteil aus, sodass der Kontaktdruck infolge dessen wieder 

sinkt (Bild 8). Der anfängliche Wert des Wärmeübergangskoeffizienten 

h init 

= 3500 Wm -2 K -1 wird auf Basis des Wärmestromes 

in den Kern (Gleichung (2)) berechnet. Die Entwicklung 

des druckabhängigen Wärmeübergangskoeffizienten 

über die gesamte Erstarrungszeit hinweg wird daher unter 

Einbeziehen des Anfangswertes als Kombination der gestrichelten 

und durchgezogenen blauen Line in Bild 9 dargestellt. 

Der aus den Wärmeströmen berechnete Anfangswert 

fällt dabei von der Kernseite (3500 Wm -2 K -1 ) auf den Anfangs- 


wert auf der Kokillenseite (2675 Wm -2 K -1 ) ab. Dies geschieht 

unter der Annahme, dass der Wärmeübergangskoeffizient aufgrund 

der gleichen angrenzenden Werkstoffe (geschlichteter 

Stahl) im druck- und spaltlosen Zustand den gleichen Wärmeübergangskoeffizienten 

aufweisen sollte. Entsteht ein kleiner 

Spalt, nimmt der Wämeübergangskoeffizient auf den spaltseitig 

berechneten Anfangswert bei Kohärenztemperatur ab. Dieser 

Umstand ist notwendig, da sich auf der Spaltseite erst ab 

Erreichen der Kohärenztemperatur zuverlässig das Temperaturfeld 

extrapolieren lässt, sodass der Wert ohne Spalt dort 

nicht ermittelt werden kann. 

Die ermittelten spaltabhängigen Wärmeübergangskoeffizienten 

zwischen Kokille und Gussstück werden für unterschiedliche 

Formtemperaturen grafisch dargestellt, Bild 9 rechts. Die 

Ergebnisse zeigen, dass je höher die Formtemperatur ist, desto 

höher ist auch der Wärmeübergangskoeffizient. Dies liegt 

im verwendeten Modell an der erhöhten Wärmeleitfähigkeit 

der Luft im Spalt zwischen Bauteil und Kokille. Eine Interpolation 

der Kurven mit der Potenzgleichung (4) liefert den Koeffizienten 

A und den Exponenten B, die von der Temperatur des 

Kühlmediums in der Kokille abhängen (T m 

, Gleichungen (4a) und 

(4b)). Der Wärmeübergangskoeffizient nähert sich bei großem 

Luftspalt einem Wert von ~100 Wm -2 K -1 und geht mit abnehmendem 

Luftspalt gegen unendlich, wenn der Luftspalt gegen 

null geht. Der Wärmeübergangskoeffizient zwischen Schmelze 

und Kokille ist in der Realität jedoch beschränkt, wobei hier 

wieder der bereits zuvor beschriebene Anfangswert des Wärmeübergangskoeffizienten 

h init 

auf Basis des Wärmestroms in 

die Kokille angenommen wurde. Dieser Anfangswert wurde für 

jede Vorwärmtemperatur einzeln aus Gleichung (3) berechnet, 

mit T m 

: 30, 100, 200 und 300 °C und ergibt sich jeweils entsprechend 

h init 

(T m 

): 3206, 3200, 2875 und 2675 Wm -2 K -1 . Eine Korrelation 

von h init 

mit T m 

ergibt den in Gleichung (4c) angegeben 

Zusammenhang. 

h = A(x) -B 

(4) 

A = -0,000271 T m ² + 0,132495 T m + 25,118274 (4a) 

B = 0,000003 T m ² - 0,001235 T m + 1,231894 

h init = -2,0462 T m + 3324,8 

Schlussfolgerung 

(4b) 

(4c) 

Mit dem vorhandenen Versuchsaufbau gelang es, Temperaturen 

an mehreren Stellen in Bauteil, Kern und Kokille zu messen 

und daraus ein Temperaturfeld zu extrapolieren sowie 

diese gleichzeitig mit der Messung der Größe des Luftspaltes 

und den auf den Kern ausgeübten Druck zu verbinden. Mittels 

der extrapolierten Temperaturen und Gradienten konnte 

ein anfänglicher Wärmestrom (vor der Erstarrung) und Wärmeübergangskoeffizient 

in den Kern und in die Kokille in Abhängigkeit 

der Vorwärmtemperatur ermittelt werden. Dieser 

Wert steigt aufgrund des zunehmenden Kontaktdrucks kontinuierlich 

an, wofür ein entsprechender exponentieller Zusammenhang 

formuliert wurde. Dieser ermöglicht jetzt auch 

die Bestimmung wichtiger quantitativer Werte für den Wärmeübergangskoeffizienten 

und die Zuordnung zu den jeweiligen 

Mechanismen. Die extrapolierten Temperaturfelder wurden 

ebenfalls genutzt, um die Grenzflächentemperaturen am 

Spalt und den resultierenden Wärmestrom über den Spalt zu 

berechnen. Die Größe des Luftspaltes wurde darüber hinaus 

mit unterschiedlichen Kokillentemperaturen korreliert. Weitere 

Untersuchungen und Modellverbesserungen sind in zukünftigen 

Arbeiten vorgesehen. Ebenfalls sollen zusätzlich die 

effektiven Wärmeübergangskoeffizienten invers mit Hilfe numerischer 

Optimierungsalgorithmen ermittelt werden. Diese 

Methode verbessert die Datenbasis und erlaubt auch die 

Kopplung und Zuordnung zu den einzelnen oben beschriebenen 

Mechanismen. Der Aufbau eines Modells zur weiteren 

Ermittlung des Einflusses der Kokillentemperatur sowie der Eigenschaften 

und des Alters der Beschichtung sind ebenfalls 

für zukünftige Arbeiten vorgesehen. 







Mahmoud Ahmadein, Tanta University, Faculty of Engineering, 

Department of Production Engineering and Mechanical Design, 

Tanta, Ägypten, Dipl.-Ing. Nino Wolff, Dr.-Ing. Björn Pustal und 

Prof. Dr.-Ing. Andreas Bührig-Polaczek, Gießerei-Institut, RWTH 

Aachen University 

Literatur: 

[1] Campbell, J.: Casings. Butterworth-Heinemann, London, 1991. 

[2] Spinelli, J. E.; Ferreira, I. L.; Garcia, A.: Evaluation of heat transfer coefficients 

during upward and downward transient directional solidification 

of Al-Si alloys. Struct. Multidisc. Optim. 31 (2006), S. 241-248. 

[3] Nishida, Y.; Droste, W.; Engler S.: The air-gap formation process at the 

casting-mold interface and the heat transfer mechanism through the gap. 

Metal Mat Trans B 17B (1986), S. 833-844. 

[4] Narayan Prabhu, K.; Griffiths, W. D.: One-dimensional predictive model 

for estimation of interfacial heat transfer coefficient during solidification 

of cast iron in sand mould. Mater. Sci. Tech. 18 (2002), S. 804-810. 

[5] Nayak, R. K.; Sundarraj, S.: Sensitivity study of IHTC on solidification simulation 

for automotive casting. Int. J. Cast Metal. Res. 22 (2009), S. 1-4. 

[6] Fardi Ilkhchy, A.; Jabbari, M.; Davami, P.: Effect of pressure on heat 

transfer coefficient at the metal/mold interface of A356 aluminum alloy. 

Int. Comm. Heat Mass Trans. 39 (2012), S. 705-712. 

[7] Wolff, N.; Pustal, B.; Vossel, T.; Laschet, G.; Bührig-Polaczek A.: Development 

of an A356 die casting setup for determining the heat transfer coefficient 

depending on cooling conditions, gap size, and contact pressure. 

Mater. Sci. Eng. Tech., Wiley, accepted, 2017. 

[8] Ahmadein, M.; Pustal, B.; Wolff, N.; Bührig-Polaczek; A.: Determination 

and verification of the gap dependent heat transfer coefficient during 

permanent mold casting of A356 aluminum alloy. Mater. Sci. Eng. Tech., 

Wiley, accepted, 2017. 

[9] Mikić, B. B.: Thermal contact conductance; theoretical considerations. 

Int. J. Heat Mass Transfer 17 (1974), S. 205-214. 

[10] Ruifeng, Dou; Tianran, Ge; Xunliang, Liu; Zhi, Wen: Effects of contact 

pressure, interface temperature, and surface roughness on thermal contact 

conductance between stainless steel surfaces under atmosphere condition. 

Int. J. Heat Mass Transfer 94 (2016) S. 156-163. 


PORTRÄT 

Modellierung der Erstarrungskinetik 

kolumnarer und äquiaxialer 

Kornstrukturen zur gefügebasierten 

Interpolation der 

Werkstoffeigenschaften im Hinblick 

auf die Verzugsvorhersage 

Thomas Vossel, Björn Pustal und Andreas Bührig- 

Polaczek, Aachen 

Während der Erstarrung wechselwirken Wärmeübergang 

zwischen Gussbauteil und Form, Schwindungsverhalten 

des Gussteils und Erstarrungsmorphologie 

eng miteinander. Die Festigkeit der sich ausbildenden Randschale 

hängt von der Mikrostruktur ab und bestimmt, wann 

sich das Bauteil von der Form ablösen kann und sich ein Spalt 

ausbildet, der wiederum den Wärmeübergang und damit das 

Erstarrungsverhalten beeinflusst. Es werden die Erstarrungssimulationen 

eines äquiaxialen wie auch kolumnaren Keimbildungs- 

und -wachstumsmodells für eine AlCu4- und eine 

AlSi7-Legierung für einen ersten Modellansatz vorgestellt. Die 

vorhergesagten Kornstrukturen werden genutzt, um durch ein 

Interpolationsverfahren homogenisierte, kornstrukturabhängige 

Werkstoffeigenschaften zu bestimmen. Zudem wird das 

Verbesserungspotenzial durch Interpolation gemessener und 

berechneter E-Modulfunktionen über die Kornstruktur und deren 

Anteile an kolumnarem und äquiaxialem Gefüge aufgezeigt. 

Durch die Integration homogenisierter mikrostrukturabhängiger 

Werkstoffeigenschaften in eine makroskopische Simulation 

kann darüber hinaus anisotropes Werkstoffverhalten abgebildet 

werden, was mittels experimenteller Daten nicht für 

jede beliebige Stelle im Bauteil möglich ist. Dieser Ansatz bietet 

hohes Potenzial zur Steigerung der Präzision der thermomechanischen 

Verzugssimulation und bildet gleichzeitig die 

Grundlage für die Simulation der Entstehung und Ausbildung 

von Warmrissen. 

Einleitung 

Bild 10: Übersicht der simulierten 2-D-Geometrie mit Anfangs- 

und Randbedingungen (Quelle: Ahmadein, M.; Wu, M.; 

Ludwig, A.: Analysis of macrosegregation formation and columnar-to-equiaxed 

transition during solidification of 

Al-4 wt. % Cu ingot using a 5-phase model. Journal of Crystal 

Growth 417 (2015), S. 65-74). 

Thermomechanische Erstarrungssimulationen sind ein bewährtes 

Mittel zur numerischen Berechnung von Eigenspannungen 

und Verzug. Hierbei kann zwischen mikroskaligen Simulationen 

auf Gefügeebene kleiner Volumen mit ihrer genauen, 

ortsaufgelösten Ausprägung und makroskaligen Simulationen, 

die das gesamte Bauteil umfassen und effektive Werkstoffeigenschaften 

benötigen, unterschieden werden. Bei der makroskopischen 

Verzugssimulation werden der Einfachheit halber 

und mangels genauerer Kenntnis globale, experimentell ermittelte 

oder volumengemittelte Werkstoffeigenschaften verwendet, 

obwohl die sich ausbildende Mikrostruktur und damit deren 

Eigenschaften örtlich stark variieren können. Im hier vorgestellten 

Ansatz wird ein kinetisches Erstarrungsmodell für 

äquiaxiale und kolumnare Körner genutzt und mit der makroskopischen 

Verzugssimulation gekoppelt, um die Variation in 

der Gefügestruktur zu berechnen und darauf basierend erste 

effektive Werkstoffeigenschaften zu interpolieren. Diese effektiven 

Werkstoffeigenschaften wurden mittels mathematischer 

Homogenisierung aus Mikrostruktursimulationen ermittelt. Somit 

erfolgt eine Kopplung effektiver mikrostrukturabhängiger 

Eigenschaften über die anisotrope mesoskopische Kornstruktur 

hin zur makroskopischen Verzugssimulation. Dieser Ansatz 

wird anhand des E-Moduls demonstriert, der die Präzision der 

thermomechanischen Simulation steigert und gleichzeitig die 

Grundlage zur Berechnung von Präzisionsmängeln wie Warmrisse 

und Lunker mittels physikalischer Ansätze bildet. 

Stand des Wissens 

In der hier vorgestellten Arbeit werden Modelle zur Simulation 

einer AlCu4- und AlSi7-Legierung verwendet, wobei zwischen 

äquiaxialen und kolumnaren Kornstrukturen unterschieden 

werden soll. Rappaz und Gandin entwickelten diesbezüglich 

ein grundlegendes Keimbildungsmodell für äquiaxiale Körner, 

das ausgehend von der lokal vorliegenden Unterkühlung eine 

Normalverteilung für die vorliegenden Keimdichten annimmt 

[1]. Um diesen Ansatz umzusetzen, muss die Gaußfunktion für 

die Keimdichtenentwicklung an die jeweilige Legierung angepasst 

werden. Entsprechende experimentelle Untersuchungen 

inklusive Bestimmung der nötigen Parameter für die Gaußfunk- 


Bild 11: Finaler äquiaxialer Phasenanteil für AlCu4-Simulation (links), experimentelles 

Ergebnis (rechts) (Quelle: Ahmadein, M.; Wu, M.; Li, J. H.; Schumacher, P.; Ludwig, A.: 

Prediction of the as-cast structure of Al-4.0 Wt Pct Cu ingots. Metallurgical and Materials 

Transactions A, ISSN 1073-5623, Vol. 44, Nr. 6). 

Festphasenanteil 

1,00 

0,80 

0,60 

0,40 

0,20 

0,00 

Modell Kolumnar 

Exp. Kolumnar 

Modell Äquiaxial 

Exp. Äquiaxial 

0 10 20 30 

Distanz von Formwand (Formwand Bauteilmitte), mm 

Bild 12: Verlauf der finalen Kornstruktur in Abhängigkeit der Distanz von der äußeren 

Formwand (Formwand bis Mitte Gussteil) für AlCu4-Simulation. 

tion wurden von Ahmadein u. a. durchgeführt 

[2]. Auf Basis dieser Keimdichten lassen 

sich anschließend Ausdrücke für die 

Berechnung des sich in jedem Zeitschritt 

der Simulation bildenden Festphasenanteils 

aufstellen, um so die Bildung und das 

Wachstum äquiaxialer Körner nachzuvollziehen. 

Hierbei wird zwischen primärer 

und eutektischer Erstarrung unterschieden, 

wofür sich jeweils entsprechende 

Wachstumsgesetze formulieren lassen. 

Für die Modellierung der kolumnaren Körner 

muss ein zusätzliches Wachstumsmodell 

eingesetzt werden, und es muss ein 

Kriterium zum Übergang zwischen kolumnaren 

und äquiaxialen Körnern, der 

sogenannte Columnar to Equiaxed Transition 

(CET), formuliert werden. 

Mc Fadden u. a. [3] geben eine kurze 

Einführung in die Problematik der Vorhersage 

des CET. Hunt [4] ermittelte in 

Diagrammen den ursächlichen Zusammenhang 

zwischen Wachstumsrate der 

kolumnaren Front, dem Temperaturgradienten 

und dem Auftreten des CET. Weiter 

beschreiben Mc Fadden u. a. [3] numerische 

Modelle zur Vorhersage des CET. 

Dabei unterscheiden sie direkte von indirekten 

(ohne Modellierung der äquiaxialen 

Erstarrung) Methoden zur Vorhersage 

des CET, und sie vergleichen die 

Vorhersagequalität von drei indirekten 

Methoden von Gandin [5], Browne [6] 

und Siqueira u. a. [7] für binäre Aluminiumlegierungen. 

Ein indirektes CET-Modell 

kommt aufgrund der Notwendigkeit 

der Kenntnis der lokalen Korngröße und 

bei kolumnarer Erstarrung auch der Kornrichtung 

für die Modellierung in dieser 

Arbeit nicht in Frage. Daher kann nur auf 

direkte Methoden zurückgegriffen werden, 

ähnlich wie Wu und Ludwig [8] sie 

anwenden, deren Modellansätze für die 

in dieser Arbeit verwendeten Algorithmen 

eingesetzt wurden. Bei diesem Modell 

werden die Übergangszonen und die 

Kornanzahl beider Kornarten abgebildet. 

Zur Homogenisierung der effektiven 

thermischen und mechanischen Werkstoffeigenschaften 

wurde das mathematische 

Homogenisierungstool HOMAT 

verwendet, dessen Homogenisierungsansatz 

auf einer asymptotischen Ausdehnungsmethode 

basiert [9, 10]. 

Bild 13: Finale Kornstruktur für AlSi7-Simulation (Phasenanteil äquiaxial links, kolumnar 

rechts). 

Modellbeschreibung und durchgeführte 

Arbeiten 

Die thermomechanischen Simulationen 

der Erstarrung und Abkühlung von Alu- 


PORTRÄT 

Festphasenanteil 

1,00 

0,80 

0,60 

0,40 

0,20 

0,00 

Modell Kolumnar 

Modell Äquiaxial 

0 10 20 30 

Distanz von Formwand (Formwand Bauteilmitte), mm 

Bild 14: Verlauf der finalen Kornstruktur in Abhängigkeit 

der Distanz von der äußeren Formwand (Formwand bis Mitte 

Gussteil) für AlSi7-Simulation. 

E-Modul, MPa 

Festphasenanteil, % 

Bild 15: E-Modul-Datensätze für den homogenisierten äquiaxialen 

und kolumnaren E-Modul sowie die experimentell ermittelten 

Werkstoffeigenschaften als Funktion des Festphasenanteils 

(Quelle: Decultieux, F.: Dissertation, Ecole des 

Mines de Paris, 1996). 

E-Modul, MPa 

Zeit, s 

Bild 16: Verläufe für E-Modul und Temperatur am Bauteilrand 

für AlSi7 für experimentellen, temperaturabhängigen Modul 

E(T) und vom modellierten, Festphasenanteil-f s 

-abhängigen 

Modul E(f s 

). 


miniumlegierungen wurden auf Basis des kommerziellen Softwarepakets 

Abaqus durchgeführt. Für die Abbildung der Erstarrungskinetik 

der sich ausbildenden Kornstruktur wurden über 

die verfügbaren Schnittstellen benutzerdefinierte Unterprogramme 

eingebunden. So können Keimbildung und Wachstum 

der unterschiedlichen Körner sowie das Freisetzten der latenten 

Wärme in der thermomechanischen Simulation realisiert 

werden. Um die erzielten Simulationsergebnisse zu verifizieren, 

wurden die experimentellen Arbeiten von Ahmadein u. a. [11, 

12] verwendet. Sie beschreiben die Erstarrung eines zylindrischen 

Bauteils aus AlCu4 in einer Grafitkokille, wobei anschließend 

die Kornstruktur analysiert wurde. Eine Übersicht über die 

genutzte zweidimensionale Geometrie und über die zugehörigen 

Anfangs- und Randbedingungen findet sich in Bild 10. 

Die Simulation für den dargestellten experimentellen Aufbau 

wurde zum direkten Vergleich mit AlCu4 und zur erstmaligen 

Interpolation des effektiven E-Moduls über der Kornstruktur 

zusätzlich mit AlSi7 durchgeführt. In beiden Fällen betrug 

die anfängliche Temperatur der Schmelze 700 °C, während für 

Grafitkokille und Umgebungstemperatur 20 °C angenommen 

wurden. Auf Basis der lokal separat vorliegenden Festphasenanteile 

für die äquiaxiale und kolumnare Kornstruktur wird eine 

Interpolation des homogenisierten E-Moduls durchgeführt. 

Hierzu werden die für beide Strukturtypen ebenfalls separat 

vorliegenden effektiven Werkstoffeigenschaften auf Basis des 

jeweiligen lokalen Festphasenanteils volumengemittelt berechnet. 

Da die homogenisierten Werkstoffeigenschaften auf 

Mikrosimulationen der ablaufenden Erstarrung basieren, wird 

insbesondere der Verlauf des sich ergebenden interpolierten 

E-Moduls im Fest-flüssig-Bereich mit experimentell ermittelten 

Werten von Decultieux [13] verglichen. 

Ergebnisse 

Die finale Kornstruktur, die sich für die Erstarrung der AlCu4-Legierung 

ergibt, entspricht den gemäß den Experimenten von 

Ahmadein u. a. erwarteten Resultaten (Bild 11). Im äußeren Bereich 

des Bauteils ergibt sich aufgrund der hohen Abkühlraten 

an der Formwand eine kolumnare Erstarrung (Gefügestruktur 

„B“ im experimentellen Schliffbild). Entlang einer Grenze ca. 

18 mm von der Formwand entfernt kommt es zur CET, wodurch 

das Innere des Bauteils äquiaxial ausgeprägt ist (Gefügestruktur 

„A“ im experimentellen Schliffbild). Simulation und Experiment 

zeigen der Form der Regionen der beiden Kornstrukturtypen 

nach eine gute Übereinstimmung. Allerdings fällt der 

äquiaxiale Bereich im unteren Bereich des Werkstücks breiter 

aus, als dies in der Simulation der Fall ist. Dies ist darauf zurückzuführen, 

dass in den durchgeführten Simulationen keine 

Strömungen berücksichtigt werden. In der Praxis sorgen innere 

Schmelzbadbewegungen jedoch dafür, dass die sich an der 

Erstarrungsfront bildenden äquiaxialen Keime von der Badbewegung 

mitgerissen und ins Innere des Bauteils transportiert 

werden. Hier sinken sie aufgrund ihrer gegenüber der Schmelze 

höheren Dichte gemäß der Kristallschauertheorie langsam 

zu Boden. Da die Tiegel im Experiment zum Auskühlen auf einer 

Keramikplatte abgesetzt wurden, bildet die untere innere 

Zone des Gussteils nicht nur die für mitgespülte äquiaxiale 

Keime bevorzugte Endlage, sondern gleichzeitig bildet dieser 

Bereich auch den Hotspot des Bauteils, sodass den äquiaxialen 

Körnern genug Zeit bleibt sich bevorzugt dort abzusetzen. 

Als Resultat dieses Vorgangs zeigt sich im Experiment die 

verbreiterte äquiaxiale Zone im unteren Bereich des Bauteils. 

Bei Betrachtung der Verteilung der vorliegenden Kornstrukturen, 

ausgehend vom äußeren Rand bis zum inneren Mittelpunkt, 

zeigt sich für die Simulation der AlCu4-Erstarrung ge- 


genüber den Untersuchungen von Ahmadein u. a. eine Diskrepanz 

bezüglich der äußeren kolumnaren Phasenanteile. Der 

vorhergesagte kolumnare Anteil liegt mit ca. 65 % unterhalb 

der dort simulierten ca. 90 % (Bild 12). Die weitere Entwicklung 

der Kornstrukturanteile hin zur Bauteilmitte von Simulation und 

Literaturangabe zeigen eine gleichartige Tendenz. Unter stetiger 

Abnahme des kolumnaren Anteils nimmt der äquiaxiale 

Anteil stetig zu, bis auf etwa dem halben Radius des Gussstücks 

der äquiaxiale Anteil mit >90 % Phasenanteil dominiert. In den 

Untersuchungen nach Ahmadein u. a. liegt ab dieser Position 

nur noch eine äquiaxiale Kornstruktur mit Eutektikum vor. In 

den durchgeführten Simulationen werden die maximalen bzw. 

minimalen Gehalte der beiden Kornstrukturen im Zuge der Erstarrung 

erst etwas später erreicht und liegen daher näher an 

der Bauteilmitte. Als Ursache für diesen Effekt kann erneut der 

bereits dargestellte Einfluss der Strömungssimulation herangezogen 

werden. Sich am Rand bildende äquiaxiale Keime werden 

ins Innere der Bauteilgeometrie transportiert. Damit sinkt 

der Anteil äquiaxialer Körner und der kolumnare Anteil steigt 

respektive. Dadurch würde das simulierte Ergebnis an die Vorgaben 

der Untersuchungen von Ahmadein u. a. angenähert. 

Auch die Diskrepanz in der Lage des CET lässt sich in ähnlicher 

Weise aufzeigen: Der Transport der äquiaxialen Keime ins Bauteilinnere 

führt dort zu einer schnelleren Erhöhung des äquiaxialen 

Anteils. Dies behindert automatisch das kolumnare 

Wachstum bzw. verhindert es sogar im Sinne des Hard Blockings 

ab einem gewissen Anteil äquiaxialer Phase. Eine Berücksichtigung 

dieses Umstands in der ausgeführten Simulation 

würde den CET zu vom Mittelpunkt weiter entfernten Positionen 

wandern lassen und die vorliegenden Kurven für die 

Entwicklung der simulativ bestimmten kolumnaren und äquiaxialen 

Körner damit in Richtung der Vorgaben aus der Literatur 

wandern lassen. Es wird damit klar, dass für die weitergehenden 

Modellarbeiten die Berücksichtigung von Strömungseffekten 

einen hohen Stellenwert innehat. 

Wird die Simulation unter sonst gleichen Bedingungen für 

eine AlSi7-Legierung durchgeführt, ändert sich die Kornstrukturverteilung 

gegenüber der AlCu4-Legierung, Bilder 13 und 

14. Generell liegt nur noch ein geringer kolumnarer Anteil von 

maximal 25 % vor – das Gefüge ist vom äquiaxialen Strukturtyp 

dominiert. Dies deckt sich mit den bei AlSi7-Legierungen gemachten 

Praxiserfahrungen, bei denen sich kolumnare Gefügeanteile 

auch in Randbereichen meist kaum nachweisen lassen. 

Basierend auf dieser ermittelten Kornstruktur wird der homogenisierte 

effektive E-Modul als orthotrope Größe interpoliert. 

Dies hat insbesondere den Vorteil, dass Fest-flüssig-Interaktionen 

wie das Ausbilden eines kohärenten Dendritennetzwerks 

oder die Koaleszenz mit abgebildet werden. Diese Übergänge 

lassen sich messtechnisch aufgrund des fest-flüssigen Zustands 

nur sehr schwer erfassen und müssen anschließend für 

das gesamte Bauteil als Funktion der Temperatur verwendet 

werden. Tatsächlich hängen diese Eigenschaftsübergänge jedoch 

von der sich lokal ausbildenden Mikrostruktur ab, weshalb 

ein rein temperaturabhängiger Ansatz diese Effekte nicht 

hinreichend exakt auflösen kann. Die Unterschiede zwischen 

temperatur- und mikrostrukturabhängigem E-Modul werden 

in Bild 15 gezeigt. Auf Basis der homogenisierten Werkstoffdaten 

ergibt sich aufgrund der Rekaleszenz ein fragezeichenförmiger 

Verlauf, wobei der E-Modul mit Erreichen der eutektischen 

Temperatur stark ansteigt, was auf die Ausbildung eines 

zusammenhängenden Festkörperskeletts zurückzuführen ist. 

Der temperaturabhängige E-Modul steigt hingegen erst gegen 

Ende der Erstarrung an. Der direkte Zusammenhang mit 

der Erstarrung wird von den experimentellen Daten nicht abgebildet, 

weswegen die Nutzung von homogenisierten Daten 

hier eine Verbesserung hinsichtlich der Präzision darstellt. Da 

der fragezeichenförmige Verlauf des E-Moduls keine eindeutige 

Funktion darstellt, wird der E-Modul in Abhängigkeit des 

Festphasenanteils interpoliert (Bild 15, rechts). Die hiermit interpolierte 

Entwicklung des E-Moduls am äußeren Rand des AlSi7- 

Gussteils zeigt beim Fest-flüssig-Übergang den zu erwartenden 

Unterschied, verglichen mit dem experimentell ermittelten E- 

Modul (Bild 16). Der für die Simulation mit homogenisierten 

Daten deutlich früher eintretende Anstieg des E-Moduls bietet 

damit Potenzial für weitere zukünftige Verbesserungen in der 

simulativen Vorhersage. Insbesondere Warmrisse, die während 

der Erstarrung entstehen, können durch die genauere Abbildung 

der Erstarrungsvorgänge präziser vorhergesagt werden. 

Zusammenfassung 

Das Konzept der thermomechanischen Erstarrungssimulation 

mit erweitertem äquiaxialen und kolumnaren Kornstrukturmodell 

und anschließender Interpolation homogenisierter 

Werkstoffdaten konnte erfolgreich demonstriert werden. Die 

sich lokal ergebenden Kornstrukturanteile konnten berechnet 

werden und ergeben eine gute Übereinstimmung mit experimentell 

ermittelten Kornstrukturverteilungen. Die AlCu4- 

Legierung zeigte hierbei eine deutliche kolumnare Randzone 

und eine innenliegende äquiaxiale Zone. Bei der AlSi7-Legierung 

zeigte sich ein stets sehr hoher äquiaxialer Anteil mit nur 

geringer Einstrahlung kolumnarer Körner im Randbereich. Ein 

Vergleich des lokal interpolierten E-Moduls auf Basis homogenisierter 

Eigenschaften mit einem experimentell ermittelten E- 

Modul ergibt deutliche Unterschiede. Diese betreffen insbesondere 

den Fest-flüssig-Bereich. Da die Ermittlung experimenteller 

Werte in der zu diesem Zeitpunkt teilflüssigen Zone sehr 

schwierig ist, kann kein direkter Zusammenhang zum lokalen 

Erstarrungszustand abgeleitet werden. Mit dem hier erstmals 

demonstrierten Ansatz kann in dieser Phase der Erstarrung eine 

genauere Beschreibung der vorliegenden Werkstoffdaten erfolgen, 

was die Präzision der Simulation erhöht. Im Hinblick auf 

eine weitere Anwendung dieser Daten besteht insbesondere 

Potenzial bei der Abbildung von Warmrissen, da sich diese genau 

in den im Zuge dieser Arbeit präziser beschriebenen, teilflüssigen 

Übergangsbereichen ausbilden. 







Thomas Vossel M.Sc., Dr.-Ing. Björn Pustal und Prof. Dr.-Ing. Andreas 

Bührig-Polaczek, Gießerei-Institut, RWTH Aachen University 

Literatur: 

[1] Rappaz, M.; Gandin, C.-A.: Probabilistic modeling of micro-structure 

formation in solidification process. Acta Metallurgica et Materialia 41 

(1993), [Nr. 2], S. 345-360. 


PORTRÄT 

[2] Ahmadein, M.; Pustal, B.; Berger, R.; Subasic, E.; Bührig-Polaczek, A.: 

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[11] Ahmadein, M.; Wu, M.; Li, J. H.; Schumacher, P.; Ludwig, A.: Prediction 

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[12] Ahmadein, M.; Wu, M.; Ludwig, A.: Analysis of macrosegregation formation 

and columnar-to-equiaxed transition during solidification of Al-4 

wt. % Cu ingot using a 5-phase model. Journal of Crystal Growth 417 (2015), 

S. 65-74. 

[13] Decultieux, F.: Dissertation. Ecole des Mines de Paris, 1996. 

Modellierung des Verzugs 

eines oberflächennah 

gekühlten A356-Gussteils mit 

unterschiedlichen Wärmeübergangs- 

und Erstarrungsansätzen 

Björn Pustal, H. Behnken, Thomas Vossel, Gottfried 

Laschet, Nino Wolff und Andreas Bührig-Polaczek, 

Aachen 

Bild 17: 1/3-Geometrie eines Bauteils mit Eingießspeiser, Kokille, 

Kern und Sockel (links) sowie Tetraedervernetzung zur 

thermomechanischen Simulation von Schwindung und Verzug 

des Bauteils und der Kokille (rechts). 

Die Genauigkeit, mit der ein Gussteil hergestellt werden 

kann, hängt von der Art und Weise und dem Zeitpunkt 

ab, wie und wann es sich in der Form verzieht bzw. sich 

von dieser ablöst oder aufschrumpft. In der hier beschriebenen 

Arbeit liegt der Schwerpunkt auf der Vorhersage des Zeitpunkts, 

ab wann das Gussteil sich von der Kokillenwand löst sowie auf 

der Beschreibung des Aufschrumpfdrucks auf den Kern im Inneren 

des Bauteils. Beides verändert den Wärmefluss über die 

angrenzende Fläche maßgeblich, was sich wiederum auf den 

Zeitpunkt auswirkt, wann sich das Bauteil von der Kokille ablöst. 

Diese Prozesse wurden unter Variation der Beschreibung 

der Erstarrungskinetik mittels unterschiedlich ermittelter Festphasenanteile 

und durch Variation der Beschreibung des Wärmeübergangskoeffizienten 

mittels direkt gekoppelter thermomechanischer 

Simulation abgebildet. Es zeigt sich, dass die 

mittels Mikrostruktursimulation berechnete Festphasenanteiländerung 

sowie der manuell optimierte druck- und spaltabhängige 

Wärmeübergangskoeffizient die experimentellen Abkühlkurven 

am besten widerspiegeln. 

Einleitung 

Bei der Erstarrung von Gussbauteilen wird die Wärme über die 

Gussteilobefläche entzogen. Der Wärmestrom hängt davon ab, 

zu welchem Zeitpunkt sich ein Spalt zwischen Gussteil und Kokille 

bildet. Durch die Spaltbildung wird der Wärmestrom stark 

reduziert. Andererseits kommt es zu erhöhtem Kontaktdruck 

bei verhinderter Kontraktion des Gussteils bspw. durch einen 

Kern. Durch den erhöhten Kontaktdruck nimmt der Wärmeübergang 

entsprechend zu. Zur Simulation dieser Vorgänge 

ist es notwendig, thermische Simulation und mechanische Simulation 

in jedem Zeitschritt stark miteinander zu koppeln. 

Unter der Voraussetzung, dass die thermomechanischen Eigenschaften 

der Al-Legierung mit hoher Genauigkeit bekannt 

sind, kann so eine präzise Simulation der Schwindung und des 

Verzugs eines Gussteils erfolgen. In dieser Studie werden zunächst 

die Daten für die thermische Simulation sowie die Daten 

für die thermomechanische Randbedingung variiert und 

optimiert. In Bezug auf die Erstarrungskinetik werden unterschiedliche 

temperaturabhängige Verläufe für den Festphasenanteil 

miteinander verglichen. Der Wärmeübergang wird 

zunächst als temperaturabhängig und in einem zweiten Fall 

als spalt- und druckabhängig angenommen. 

Stand der Technik 

Die Betrachtung der Problemstellung der Wärmeübergänge 

zweier Körper gleicher und ungleicher Phasenzustände bis hin 

zu numerischen Simulationen entsprechender Vorgänge sind 

schon seit Jahrzehnten Bestandteil wissenschaftlicher Arbeiten. 

Wärmeübergange werden dabei durch den Wärmeübergangskoeffizienten 

(Heat Transfer Coefficient: HTC) beschrie- 


en, für den in der Praxis meistens nur ein einzelner Wert für 

den Übergang zwischen zwei Oberflächen angegeben wird. 

Dieser Wert beinhaltet die Auswirkungen aller auftretenden 

Phänomene wie Wärmeleitung, Konvektion oder Wärmestrahlung 

und wird in der Regel in Abhängigkeit von Zeit oder Temperatur 

angegeben [1]. Wenn man den Wärmeübergang in 

Teilphänomene unterteilt, ergibt sich das thermische Problem 

des Energiewiderstands bei mechanischem Kontakt ebener, 

mikroskopisch rauer Oberflächen und glatter, makroskopisch 

gekrümmter Oberflächen sowie des thermischen Widerstands 

für den Fall mikro- und makroskopischer Spaltbildung [2]. Diese 

Arbeit behandelt den Fall der Erstarrung einer A356-Aluminiumlegierung 

in einer Dauerform. 

Spinelli u. a. [3] untersuchten die Einflüsse der Erstarrungsrichtung 

auf den Wärmeübergangskoeffizienten. Da in den meisten 

Gießprozessen keine global dominante Richtung für den 

Wärmeentzug vorliegt, wurden gezielt die beiden Fälle einer 

aufwärts und abwärts gerichteten Erstarrung untersucht, um 

den Einfluss der Schwerkraft auf den Wärmeübergangskoeffizienten 

mit zu berücksichtigen. Der Wärmeübergangskoeffizient 

einer abwärts erstarrten Legierung ist dabei nahezu konstant, 

während abnehmende Werte bei einer aufwärts erstarrten 

Legierung vorliegen. 

Bei der Betrachtung des Aufschrumpfens muss der Kontaktdruck 

berücksichtigt werden. Dieser Effekt wurde von Ilkhchy 

u. a. [4] für A356-Legierungen untersucht. Hierzu wird das Gussteil 

nach einer gewissen Wartezeit einseitig mit einer Druckkraft 

beaufschlagt, und die Effekte auf den Erstarrungsablauf werden 

über Thermoelemente aufgezeichnet. Diese Druckbeaufschlagung 

resultiert in zwei Effekten: Zum einen verlagert sich 

die Schrumpfungsporosität von der Gussteiloberseite hin zur 

Gussteilmitte. Zum anderen sorgt die Druckbeaufschlagung 

für eine erhöhte Kontaktfläche zwischen Form bzw. Kern und 

Bauteil und somit zu deutlich erhöhten Wärmeübergangskoeffizienten. 

Eine generelle Übersicht über die Entwicklung des 

HTC in Abhängigkeit von der Druckhöhe untersuchten Aweda 

und Adeyemi [5]. 

Vergleichende Simulationen für die Erstarrung einer Schmelze 

unter Berücksichtigung der Spaltbildung wurden auch von 

Kron u. a. [6] durchgeführt. Hierbei wurde die Erstarrung einer 

quasi-eutektischen AlSi13- und einer AlSi7Mg0,3-Legierung 

unter Anwendung verschiedener Modellansätze wie auch verschiedener 

Softwarepakete betrachtet. Aus experimentellen 

Messdaten wurde für zwei Legierungen zunächst ein zeitabhängiger 

HTC(t) ermittelt. Ähnlich wie in den Untersuchungen 

von Spinelli [3] zeigt sich hierbei, dass der HTC für die quasieutektische 

AlSi13 schneller abfällt als dies für die AlSi7 der Fall 

ist, auch wenn die AlSi13 zunächst kurzzeitig einen höheren 

Peak erreicht. Zusätzlich erfolgt eine spaltbreitenabhängige 

Modellierung des HTC im Softwarepaket Thercast, wo die entstehende 

Spaltbreite als Effekt der Volumenkontraktion und 

der thermischen Ausdehnung durch thermomechanische Berechnungen 

ermittelt wurde. 

Durchgeführte Arbeiten 

Die Geometrie der öltemperierten Kokille mit Gussteil und Speiser 

wird in Bild 17, links, gezeigt. Oberhalb des Bauteils ist ein 

Sandkern angeordnet, der auch den Eingussspeiser beeinhaltet. 

Innerhalb des Bauteils befindet sich ein Stahlkern und darunter 

eine keramische Isolierschicht. Die Kokille ist auf einem 

Festphasenanteil (fs) 


Bild 18: Festphasenanteil als Funktion der Temperatur für 

eine Messung mit einer Abkühlrate von 1 K/min für eine 

Simulation nach Scheil sowie für eine thermodynamisch 

gekoppelte Phasenfeldsimulation mit Micress. 

HTC, W/m²K 

HTC Ahmad. u. a. 


Bild 19: Wärmeübergangskoeffizient als Funktion der Temperatur 

zwischen A356 und einer ungeschlichteten und nicht 

temperierten Kokille. 

Sockel aufgeschraubt, der sich wiederum auf einer Trägerplatte 

befindet. Bild 17, rechts, zeigt das FE-Netz zur thermomechanischen 

Simulation mit Abaqus [7] mit etwa 131 000 linearen Tetraederelementen 

im Gussteil und 51 000 Elementen in den übrigen 

Bauteilen. Aufgrund der Symmetrie kann die Berechnung 

auf 1/3 der Geometrie reduziert werden. Zur Berücksichtigung 

der Erstarrungskinetik wurde eine benutzerdefinierte Routine 

zur Berechnung des Wärmeflusses verwendet, um in Abhängigkeit 

des Festphasenanteils die latente Wärme frei zu setzen. 

Die Anfangstemperatur der Kokille sowie die Temperatur des 

Temperiermediums betragen 30 °C. Das Gussteil und der Speiser 

haben eine Anfangstemperatur von 700 °C. Die Art und Weise, 

wie die latente Wärme frei gesetzt wird, hängt vom angenommen 

Verlauf des Festphasenanteils ab. Es werden drei Varianten 

miteinander verglichen (Bild 18). Im ersten Fall handelt es 

sich um einen Verlauf, der aus einer Messung einer veredelten 

A356-Legierung im Kaloriemeter bei einer Abkühl- und Aufheizrate 

von 1 K/min abgeleitet wurde. Es ist zu erkennen, dass 

gegenüber der Scheil-Rechnung mit der thermodynamischen 

Datenbank TTAl6 [8] sowohl die Liquidustemperatur als auch 

die eutektische Temperatur um mehr als 10 °C tiefer liegen. Im 

dritten Fall wurden 3-D-thermodynamisch gekoppelte Phasenfeldsimulationen 

der Mikrostrukturentwicklung auf der Gefü- 


PORTRÄT 


HTC, W/m²K 

Druck, MPa 

Spalt, mm 

Bild 20: Wärmeübergangskoeffizient als Funktion des Drucks und der Spaltbreite 

manuell optimiert, sodass experimentelle und simulierte Abkühlkurven gut übereinstimmen. 

Experiment 

fs Messung 

Zeit, s 

fs Scheil 

1K/min fs Micress 

Bild 21: Vergleich zwischen simulierter und experimenteller 

Abkühlkurve für unterschiedliche Annahmen zum Verlauf des 

Festphasenanteils. 

Temperturgradient aufgebracht, sodass 

sich eine äquiaxiale Dendritenstruktur im 

RVE bildet [10]. Durch die Modellierung 

der heterogenen Keimbildung mit einer 

Unterkühlung von 3 °C wurde ein deutlich 

tieferes Niveau der Temperatur gegenüber 

der Scheil-Simulation erzielt. Anschließend 

verläuft die Primärerstarrung 

der α-Al-Dendriten quasi deckungsgleich 

mit der Scheil-Kurve. Die Si-Phase des Eutektikums 

wurde als facettiert wachsende 

Phase mit einer heterogenen Keimbildungsunterkühlung 

von 3 °C modelliert. 

Der so ermittelte Festphasenanteilverlauf 

unterscheidet sich deutlich sowohl 

von der Scheil- als auch der Messkurve. 

Da die Funktion für den Festphasenanteil 

nur als eindeutig steigende Funktion in 

Abaqus eingelesen werden kann, wurde 

der Effekt der Rekaleszenz in der Kurve 

der Mikrostruktursimulation jeweils beim 

Erreichen der Minimaltemperatur so geschnitten, dass eine geringe 

Steigung in der Kurve trotz Rekaleszenz vorhanden ist. 

Neben der Variation des Festphasenanteils wurden zwei 

unterschiedliche Ansätze zur Berücksichtigung des Wärmeübergangskoeffizienten 

untersucht. Zur Kokille und zum Kern 

hin wurde der von Ahmadein u. a. [11] für eine ungeschlichtete 

Kokille angegebene temperaturabhängige Wärmeübergangskoeffizient 

verwendet (Bild 19). In der zweiten Variante 

wurde der Wärmeübergangskoeffizient als Funktion der lokalen 

Spaltbreite und des Aufschrumpfdruckes simuliert. Der 

spalt- und druckabhängige Wärmeübergangskoeffizient wurde 

manuell so angepasst, dass eine gute Übereinstimmung 

mit dem experimentellen Verlauf der Abkühlkurven erreicht 

wird (Bild 20). Dabei wurde von folgenden funktionalen Zusammenhängen 

ausgegangen: 

h = 2000 m K , falls T ≥ T 

(1) 


Experiment 

HTC spalt-/druckabhängig 

HTC (T) Ahmadein u.a. 

h(p) = h + 3000 W m K (1 − e ) 

hgap = 

λ 

λ 

h 

+ gap 

(2) 

(3) 

λ air 

wird hierbei interpoliert zwischen den Werten λ air 

(20 °C) = 

0,02 W m -1 K -1 und λ air 

(1100 °C) = 0,08 W m -1 K -1 . Die Temperatur 

des Gases im Spalt wird als lokaler Mittelwert der beiden Kontaktflächen 

angenommen. 

Zeit, s 

Bild 22: Vergleich zwischen simulierter und experimenteller 

Abkühlkurve für unterschiedliche funktionale Annahmen des 

Wärmeübergangskoeffizienten. 

geskala mit der Software Micress [9] durchgeführt. Hierbei wurde 

auf dem repräsentativen Volumenelement von 150 mm 3 eine 

konstante Wärmeentzugsrate von 240 J s -1 cm -3 entsprechend 

der lokalen makroskopischen Abkühlrate sowie ein zusätzlicher 

Ergebnisse 

Der Vergleich zwischen experimentell aufgenommenen Abkühlkurven 

und simulierten Abkühlkurven wird anhand des mittleren 

Thermoelements im unteren Bereich des Bauteils vorgenommen 

(Bild 21). Die daneben sitzenden Thermoelemente 

sowie die Thermoelemente im oberen Bereich des Gussteils zeigen 

den gleichen Trend. Der Vergleich mit dem Festphasenanteil 

nach Scheil zeigt, dass das eutektische Plateau bei zu hohen 

Temperaturen liegt und sich dies auf den weiteren Verlauf 


der Erstarrung und Abkühlung entsprechend auswirkt. Sowohl 

bei dem experimentell als auch beim mittels Mikrostruktursimulation 

ermittelten Festphasenanteil werden zunächst die 

Keimbildungstemperaturen der Primärphase zu niedrig prognostiziert. 

Die Temperaturen der eutektischen Umwandlung 

liegen jedoch deutlich näher an der experimentellen Abkühlkurve, 

wobei die mittels der Phasenfeldsimulation ermittelte 

Festphasenanteilskurve die beste Übereinstimmung ergibt. 

In der folgenden Variation der Änderung des funktionalen 

Zusammenhangs des Wärmeübergangskoeffizienten wurde der 

mittels Micress berechnete Festphasenanteil verwendet. Der experimentell 

ermittelte Wärmeübergangskoeffizient nach Ahmadein 

u. a. [7] ergibt eine zu schnelle Abkühlung zu Beginn der 

Erstarrung und eine zu langsame Abkühlung nach der Erstarrung 

(Bild 22). Dies hängt wohl damit zusammen, dass es sich 

bei dem Experiment von Ahmadein u. a. um eine ungeschlichtete 

und nicht temperierte Kokille handelt. Der manuell optimierte 

druck- und spaltabhängige Zusammenhang zeigt eine 

gute Übereinstimmung mit dem Experiment. Dies ist auch der 

Fall für die weiteren hier nicht gezeigten Messpunkte. 

Die Simulation von Spannung und Verzug mit dem Festphasenanteil 

nach Micress sowie des druck- und spaltabhängigen 

Wärmeübergangskoeffizienten zeigt erwartungsgemäß, dass 

die Vergleichsspannung an der Grenzfläche zum Kern hin stark 

ansteigt, wodurch sich dort ein hoher Wärmeübergangskoeffizient 

ergibt (Bild 23). Der Spalt ist ungleichmäßig über die 

Höhe des Bauteils ausgebildet. Insbesondere im oberen massiven 

Bereich des Bauteils ist der Spalt besonders groß, weshalb 

die Abkühlung in diesem Bereich zusätzlich durch die große 

Spaltbreite verringert wird. 

Zusammenfassung und Ausblick 

Die Qualität einer thermomechanischen Bauteilsimulation hängt 

maßgeblich von der Qualität der Werkstoffeigenschaften und 

der Randbedingungen ab. Es wurde gezeigt, dass in Bezug auf 

das Abkühlverhalten die mittels Mikrostruktursimulation berechneten 

Festphasenanteile die beste Übereinstimmung ergeben. 

Eine einfache Übertragung des temperaturabhängigen 

Wärmeüberangangskoeffizienten, ermittelt in einem anderen 

Experiment, scheiterte daran, dass es sich dort um eine ungeschlichtete 

und nicht temperierte Kokille handelte. Eine manuelle 

Anpassung des spalt- und druckabhängigen Wärmeüberganskoeffizienten 

zeigte eine sehr gute Übereinstimmung mit 

den gemessenen Abkühlkurven. In weiteren Simulationen sollen 

eine automatische Optimierung des Wärmeübergangskoeffizienten 

erfolgen sowie der nunmehr auch experimentell ermittelte 

spalt- und druckabhängige Wärmeübergangskoeffizient 

mit den Messwerten verglichen werden. 







Dr.-Ing. Björn Pustal, Gießerei-Institut, RWTH Aachen University, 

H. Behnken, Access e.V., Aachen, Thomas Vossel M.Sc, Gießerei-Institut, 

RWTH Aachen University, Dr.-Ing. Gottfried Laschet, Access 

Bild 23: Mises-Vergleichsspannung und Verzug des Bauteils, 

skaliert mit einem Faktor 10 nach 600 s Abkühlung. 

e.V., Aachen, Dipl.-Ing. Nino Wolff und Prof. Dr.-Ing. Andreas Bührig- 

Polaczek, Gießerei-Institut, RWTH Aachen University 

Literatur 

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transfer coefficients in precision castings by genetic optimisation aided by 

numerical simulation. Proc. IMechE, Part C: J Mechanical Engineering Science 

229 (2015), S. 735-750. 

[2] Yovanovich, M. M.: Four decades of research on thermal contact, gap, 

and joint resistance in microelectronics. IEEE Transaction on Comp. Pack. 

Techn. 28 (2005), S. 182-206. 

[3] Spinelli, J. E.; Ferreira, I. L.; Garcia, A.: Evaluation of heat transfer 

coefficients during upward and downward transient directional 

solidification of Al-Si alloys. Struct Multidisc Optim 31 (2006), S. 241-248. 

[4] Ilkhchy, A. F.; Jabbari, M.; Davami, P.: Effect of pressure on heat transfer 

coefficient at the metal/mold interface of A356 aluminum alloy. International 

Communications in Heat and Mass Transfer 39 (2012), S. 705-712. 

[5] Aweda, J.; Adeyemi, M.: Experimental determination of heat transfer 

coefficients during squeeze casting of aluminium. Journal of Materials 

Processing Technology 209 (2009), S. 1477-1483. 

[6] Kron, J.; Bellet, M.; Ludwig, A.; Pustal, B.; Wendt, J.; Frederiksson, H.: 

Comparison of numerical simulation models for predicting temperature 

in solidification analysis with reference to air gap formation. International 

Journal of CastMetals Research 17 (2004), S. 295-310. 

[7] Abaqus, Simulia, Dassaut Systèmes, France, version 6.14, 2014. 

[8] ThermoCalc, version 2017a, Sweden, 2017. 

[9] MICRESS, MICRostructure Evolution Simulation Software, version 6.3, 

www.micress.de. 

[10] Laschet, G.; Vossel, T.; Wolff, N.; Apel, M.; Bührig-Polaczek, A.: Multiscale 

solidification simulation of an axisymmetric A356 component in die 

casting; Proc. of the 6. Decennial Int. Conf. on Solidification Processing 

(SP17), Old Windsor, UK, 2017. S. 576-580. 

[11] Ahmadein, M.; Pustal, B.; Wolff, N.; Bührig-Polaczek, A.: Determination 

and verification of the gap dependent heat transfer coefficient during 

permanent mold casting of A356 aluminum alloy. Mat. Sci. and Eng. Techology 

(2017), accepted. 


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GROSSE 

GIESSEREITECHNISCHE 

TAGUNG 2018 

26. und 27. April 

©BABAYUKA - STOCK.ADOBE.COM 

Österreich · Schweiz · Deutschland 

Kontakt und weitere Auskünfte: 

Verein Deutscher Giessereifachleute (VDG) 


Gabriela Bederke 

gabriela.bederke@bdguss.de 

Tel: +49 (0)211/68 71-332 

Fax: +49 (0)211/68 71-40-332 

Österreichisches Gießerei-Institut (ÖGI) 

Michaela Luttenberger 

office@ogi.at 

Tel: +43 (0) 3842 43101-0 

Fax: +43 (0) 3842 43101-1

SPECIAL 

FOTO: BDG/DARIUS SOSCHINSKI 

Aktuelle 

Forschungsaktivitäten 

Auf den folgenden Seiten stellen wir Ihnen in kompakter Form vor: 

Forschungsprojekte 

Weitere Forschungsaktivitäten

FORSCHUNGSPROJEKTE 

a 

GRAFIK: TUBA FREIBERG 

b 

Bild 1: Phasendiagramm Al-Zn mit großer Mischungslücke. 

Legierungsentwicklung von 

Aluminium-Zink-Gusslegierungen 

Bild 2: AlZn10Si8Mg-Kokillenguss: a) ungeätzt, b) geätzt. 

FOTO: TUBA FREIBERG 

Technische Universität Bergakademie Freiberg, 

Gießerei-Institut, Freiberg 

Laufzeit: Juni 2016 bis Juni 2019 

Vor dem Hintergrund steigender Bauteilkomplexität, verbunden 

mit Leichtbau und steigenden Anforderungen 

an die mechanischen Eigenschaften, haben sich aus der 

Vielzahl der Aluminium-Gusslegierungen insbesondere die 

AlSi-Gusslegierungen für viele innovative Schlüsselanwendungen, 

wie z. B. den Fahrzeugbau, etabliert. Ausschlaggebend 

für die Legierungsauswahl ist vorrangig auch die vorteilhafte 

Kombination aus hohen Festigkeitseigenschaften bei 

guten Gießeigenschaften. 

Für eine Vielzahl von Gussteilen werden die geforderten 

hohen mechanischen Eigenschaften jedoch erst durch eine 

nachfolgende energieintensive Wärmebehandlung erreicht. 

Die damit verbundenen logistischen Mehrkosten und der 

höhere Energieverbrauch wurden bisher weitgehend akzeptiert. 

Steigende Energiekosten, der internationale Wettbewerb 

und Forderungen zur Ressourceneffizienz in der Produktion 

führen zunehmend zu einer kritischen Hinterfragung dieser 

konventionellen Techniken. 

Ein großes Potenzial der Energieeinsparung bei der Gussteilproduktion 

lässt sich durch die Verwendung sogenannter 

selbsthärtender Aluminium-Gusslegierungen erschließen. Mit 

diesen Legierungen werden ohne aufwendiges Lösungsglühen 

mechanische Kennwerte erreicht, die auf dem Niveau der 

AlSi-Legierungen mit Wärmebehandlung liegen. Zu den 

selbsthärtenden Legierungen zählen z. B. Legierungen aus 

dem System Al-Zn-Mg. Die bislang verfügbaren Gusslegierungen 

aus diesem System zeigen jedoch schlechte Gießeigenschaften, 

insbesondere schränken die vergleichsweise hohe 

Warmrissneigung und die Anfälligkeit hinsichtlich der Spannungsrisskorrosion 

die Anwendung ein. 

Ziel dieses Projektes ist die anforderungsgerechte und 

wirtschaftliche Herstellung von duktilen Aluminium-Gussteilen 

unter Einsparung des energieintensiven Lösungsglühens. Die 

wissenschaftlich-technischen Untersuchungen im Rahmen der 

von der ESF geförderten interdisziplinären Nachwuchsforschergruppe 

„Ganzheitliche Implementierung ressourceneffizienter 

Formgebungsverfahren“ konzentrieren sich auf verfahrensund 

werkstoffspezifische Legierungsentwicklungen der bislang 

gießtechnisch schwierig zu verarbeitenden selbsthärtenden 

AlZn-Gusslegierungen (Bilder 1 und 2). 

Diese Arbeit wird mit Mitteln des Europäischen Sozialfonds 

(ESF) und der Sächsischen Aufbaubank (SAB) unter der Projektnummer 

100270111 gefördert. 

Weitere Informationen: 

Dr.-Ing. Andreas Keßler 

Technische Universität Bergakademie Freiberg 

Gießerei-Institut 

Bernhard-von-Cotta-Straße 4, 09599 Freiberg 

Tel.: 03731 392855 

E-Mail: Andreas.Kessler@gi.tu-freiberg.de 

www.gi.tu-freiberg.de 


Einfluss von Alterungs- 

Herstellungs- und Nachbehandlungsprozessen 

auf 

die galvanische Beschichtbarkeit 

von Zinkdruckguss 

Hochschule Aalen Technik und Wirtschaft, Aalen 

Forschungsinstitut Edelmetalle + Metallchemie 

(fem), Schwäbisch Gmünd 

Laufzeit: bis Juni 2019 

Das Ziel des Vorhabens besteht in der Untersuchung der 

verschiedenen Prozesse im Vorfeld der galvanischen 

Beschichtung von Zinkdruckguss, einschließlich des 

Gießprozesses bei der Herstellung sowie nachgelagerter Behandlungsschritte 

und Alterungsvorgänge, um optimierte Prozessanweisungen 

abzuleiten und den komplexen und fehleranfälligen 

Gesamtprozess robuster zu gestalten. Dies ist aufgrund 

der vielfältigen Anwendungen von Zinkdruckguss, vor 

allem auch in dessen Verknüpfung mit oberflächentechnischen 

Prozessen, von enormer wirtschaftlicher Bedeutung, vor allem 

für die KMU-strukturierten Branchen Gießereitechnik und Lohngalvaniken. 

Zu diesem Zweck kooperieren Forschungsvereinigungen 

mit Forschungsstellen aus den Bereichen Gießerei 

und Galvanotechnik, damit in enger Verknüpfung eine systematische 

Betrachtung der Einflussgrößen aus beiden Bereichen 

erfolgen kann. Die Legierungsauswahl erfolgt in Absprache 

mit dem projektbegleitenden Ausschuss, in dem eine 

Reihe von Gussherstellern und Betrieben aus der Galvano- und 

Oberflächentechnik vertreten sind. Im Fokus der Untersuchungen 

liegt neben den Gießparametern, den Trennmitteln und 

der Simulation von Alterungsprozessen auch die Anwendung 

neuartiger umweltverträglicher Elektrolyte. Die galvanische 

Schichtfolge wird bewusst kritisch geführt, um in der umfassenden 

Charakterisierung (Korrosion, Haftung, Defekte) die Robustheit 

einer optimierten Vorbehandlung zu prüfen. 

· Putzkosten- und Ausschussreduzierung 

· Prozesssicheres Abschlagen bis 

450 mm Speiserhalsdurchmesser 

· Reduzierung der Durchlaufzeiten 

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Prof. Lothar H. Kallien 

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Dr. Renate Freudenberger 

Forschungsinstitut Edelmetalle + Metallchemie (fem) 

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a 

b 

FOTO: UNIVERSITÄT KASSEL 

Bild 1: a) ß-Al 5 

FeSi-Phasen mit intermetallischen Cu-Einschlüssen, b) Ergebnis einer CT-Analyse mit Bewertung der maximalen 

Spannungsüberhöhungen. 

Gussdefekte, Gefügeausbildung 

und mechanische 

Eigenschaften einer recycelten 

AlSiCu(Fe)-Gusslegierung 

Universität Kassel, Institut für Werkstofftechnik 

und Fachgebiet Gießereitechnik, Kassel 

Laufzeit: von 2014 bis 2017 

Aluminiumlegierungen werden in einem primären Prozess 

hergestellt, der sehr viel Energie benötigt. Im Gegensatz 

dazu kann Sekundäraluminium durch einen Recyclingprozess 

mit nur etwa 10 % der Energie hergestellt 

werden. Recycling-Aluminiumlegierungen sind demnach 

nachhaltige und umweltschonende Werkstoffe. Wird 

Sekundäraluminium in Gussbauteilen verwendet, so kann die 

geringere Reinheit des Recycling-Werkstoffs zu Qualitätsproblemen 

führen, vor allem dann, wenn diese Bauteile im Zuge 

des Leichtbaus immer höheren Beanspruchungen ausgesetzt 

sind. Das Hauptproblem bei Recycling-Al-Legierungen 

ist es, 

dass ein höherer Eisengehalt unvermeidbar 

ist, der in Form von 

a 

intermetallischen Phasen die 

mechanischen Eigenschaften 

negativ beeinflusst. Die Bedingungen, 

unter denen sich diese 

Phasen bilden [1, 4] und ihr Einfluss 

auf die mechanischen Eigenschaften 

[2, 3] sind Gegenstand 

aktueller Forschungen. 

Ein statistischer Versuchsplan 

wurde festgelegt, in dem der Einfluss 

der Lösungsglühofentemperatur 

und der Zeit auf das Gefüge und die mechanischen 

Eigenschaften der recycelten Al-Gussteile analysiert wurde. 

Der Temperaturbereich wurde zwischen 495 °C und 525 °C und 

der Zeitbereich zwischen 1 h und 7 h variiert. Außerdem wurden 

die Wärmebehandlungen mit der Messung der Aufwärmzeit 

und der Abkühlgradienten für verschiedene Wassertemperaturen 

und Abschreckmittel charakterisiert. Für die Wärmebehandlung 

mit höchster Lösungsglühofentemperatur wurden 

die Eiseneinschlüsse fragmentiert und aufgelöst, wodurch sich 

eine signifikante Verbesserung der Zugfestigkeit und der Bruchdehnung 

nach dieser Wärmebehandlung ergab [5]. 

Von besonderer Bedeutung sind in diesem Zusammenhang 

die ß-Al 5 

FeSi-Einschlüsse, die sich im Schliff als nadelförmige 

Gebilde darstellen, während sich in einer dreidimensionalen 

Analyse mit dem Computertomographen (CT, Hochdurchsatzröntgenmikroskop 

Zeiss Xradia Versa 520) plattenförmige Gebilde 

zeigten (s. Bild 1). Diese Gebilde konnten in einer Finite- 

Elemente-Analyse quantitativ bewertet werden (Kt-Faktoren in 

Bild 1b), wobei sich zeigte, dass lokale Abweichungen von der 

plattenförmigen Gestalt die höchsten Spannungsüberhöhungen 

lieferten [6]. Allerdings treten weitere Effekte auf, die bei 

der Abschätzung der Zuverlässigkeit eines Recycling-Al-Werkstoffs 

berücksichtigt werden müssen. Zum einen gibt es zum 

Teil deutliche Abweichungen von der plattenförmigen Gestalt 

(s. Bild 2a), die dazu führen, dass die zweidimensionale Analyse 

der Größe dieser Einschlüsse grundsätzlich nicht ausreichend 

genau ist. Dabei ergab eine quantitative Auswertung einer Vielzahl 

von Schliffen und CT-Analysen, dass die übliche stereolo- 

Bild 2: ß-Al 5 

FeSi-Einschlüsse in einer Al-Legierung: a) ohne 

Wärmebehandlung, b) nach Wärmebehandlung. 

b 

GRAFIK: UNIVERSITÄT KASSEL 


a 

b 

GRAFIK: UNIVERSITÄT KASSEL 

Bild 3: Cluster ohne Wärmebehandlung (a), nach Wärmebehandlung (525 °C, 1,5 h) (b). 

gische Auswertung von Schliffen typische Abmessungen dieser 

relativ komplexen Gebilde deutlich unterschätzt. 

Bei der Bewertung des Einflusses der ß-Al 5 

FeSi-Einschlüsse 

muss auch berücksichtigt werden, dass die isolierte Betrachtung 

einzelner Einschlüsse auf der Basis des Schliffbildes 

möglich erscheint. Jedoch zeigt die dreidimensionale Analyse, 

dass die Eiseneinschlüsse aufgrund der geometrischen Anordnung 

in Clustern miteinander wechselwirken können. Zusätzlich 

zeigt sich, dass diese Cluster die Bildung von Poren 

fördern, da die Permeabilität der Schmelze während des 

Gießprozesses durch diese Cluster reduziert wird. Die Effizienz 

der Wärmebehandlung bei der Reduktion derartiger Cluster 

verdeutlicht Bild 3. 

Literatur: 

[1] Yu, J. M.; Wanderka, N.; Rack, A.; Daudin, R.; Boller, E.; Markötter, 

H.; Manzoni, A.; Vogel, F.; Arlt, T.; Manke, I.; Banhart, J.: Formation 

of intermetallic δ phase in Al-10Si-0.3Fe alloy investigated by 

in-situ 4D X-ray synchrotron tomography. Acta Materialia 129 

(2017), S. 194-202. 

[2] Ma. Z.; Samuel, A. M.; Doty, H. W.; Valtuerra, S.; Samuel, F. H.: 

Effect of Fe content on the fracture behavior of Al-Si-Cu cast alloys. 

Materials and Design 57 (2014), S. 366-272. 

[3] Li, Z.; Limodin, N.; Tandjaoui, A.; Quaegebeur, P.; Osmond, P.; 

Balloy, D.: Influence of Sr, Fe, Mn content and casting process on 

the microstructures and mechanical properties of AlSi7Cu3. Materials 

Science and Engineering A689 (2017), S. 286-297. 

[4] Samuel, A. M.; Doty, H. W.; Valtierra, S.; Samuel, F.: Beta Al 5 

Fe- 

Si phase platelets-porosity formation relationship in A319.2 type 

alloys. International Journal of Metal Casting 11 (2017), S. 1-16. 

[5] Bacaicoa, I.; Luetje, M.; Dwivedi, P. K.; Geisert, A.; Zeismann, F.; 

Fehlbier, M.; Brueckner-Foit, A.: Effect of non-equilibrium heat 

treatments on microstructure and tensile properties of an Al-Si- 

Cu alloy. Mater. Sci. Eng. A673 (2016), S. 562-571. 

[6] Bacaicoa, I.; Luetje, M.; Wicke, M.; Geisert, A.; Fehlbier, M.; 

Brueckner-Foit, A.: Characterization of casting defects in Fe-rich 

Al-Si-Cu alloys by microtomography and finite element analysis. 

Eng. Fract. Mech. (DOI: 10.1016/j.engfracmech.2017.03.015). 


Dipl.-Ing. Inigo Bacaicoa 

Universität Kassel 

FB 15 – Institut für Werkstofftechnik 

Qualität und Zuverlässigkeit 

Sophie-Henschel-Haus 

Mönchebergstr. 3 

34125 Kassel 

Tel.: 0561 804 3505 

E-Mail: i.bacaicoa@uni-kassel.de 

www.uni-kassel.de 

Dipl.-Ing. Andreas Geisert 


Fachgebiet Gießereitechnik GTK 

Emder Str. 1 

34225 Baunatal 

Tel.: 0561 804-7794 

E-Mail: a.geisert@uni-kassel.de 

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Multifunktionale Filter für die 

Metallschmelzefiltration 



Laufzeit: Juli 2015 bis Juni 2019 

Nichtmetallische Einschlüsse können in Stahl- und Aluminiumgusswerkstoffen 

insbesondere bei zyklischer 

Belastung zu einer erheblichen Reduzierung der mechanischen 

Eigenschaften führen und somit die Belastbarkeit 

von hochbeanspruchten Sicherheitsbauteilen wesentlich einschränken 

(Bild 1). 

Das Ziel des von der DFG geförderten Sonderforschungsbereiches 

920 ist die Entwicklung von intelligenten Filterwerkstoffen 

bzw. Filtersystemen für eine signifikant höhere Reinheit 

von Metallschmelzen. Dabei soll mittels funktionalisierter 

Filteroberflächen auf Basis aktiver keramischer Beschichtungen 

(Beschichtungen mit den Einschlüssen ähnlicher Chemie) 

die Abscheidung anorganischer nichtmetallischer Einschlüsse 

erheblich verbessert werden (Bild 2). 

Einen weiteren Beitrag leisten reaktive Filteroberflächen, 

die mit den in den Schmelzen gelösten Gasen reagieren, wodurch 

Gasverunreinigungen und Einschlüsse, die unterhalb 

der Liquidustemperatur der Metallschmelzen generiert werden, 

deutlich reduziert werden können. Dies ermöglicht die 

Erzeugung von fehlerfreien Werkstoffen und somit die Fertigung 

von innovativen Sicherheits- und Leichtbaukonstruktionen. 

Im Rahmen eines Teilprojektes des SFB 920 führt das Gießerei-Institut 

in Kooperation mit anderen Teilprojekten grundlegende 

Untersuchungen zur Wirksamkeit der neuartigen Filterwerkstoffe 

durch. Über Niederdruckgießversuche erfolgt 

die Messung des dynamischen Wärmeübergangs zwischen Filter 

und Metallschmelze in Abhängigkeit von Strömungsgeschwindigkeit 

und Filtertyp. 

Weiterhin werden die neuentwickelten Filtersysteme in umfangreichen 

Test auf ihre thermomechanische Stabilität hin erprobt. 

Ebenso wird das Erosionsverhalten näher betrachtet. 

Mittels modernster Messanalytik, wie LiMCA und Prefil/PoD- 

FA werden die nichtmetallischen Einschlüsse vor und nach dem 

Filter detektiert, somit wird die Filtrationseffizienz der funktionalisierten 

Filter ermittelt. 

Einen weiteren Schwerpunkt bilden Untersuchungen zur 

Auswirkung von nichtmetallischen Einschlüssen auf die mechanischen 

Eigenschaften der Gusswerkstoffe. Unter Variation 

der Art, Größe und Verteilung der nichtmetallischen Einschlüsse 

werden in Ermüdungslebensdauerversuchen sowie 

Bild 1: Anriss, ausgehend von nichtmetallischem Einschluss. 

Bild 2: Filter nach Eintauchversuch: (A+B) Filter, (C) keramische 

Beschichtung, (D+E) abgeschiedene nichtmetallische Partikel. 

in statischen und dynamischen Versuchen die jeweiligen Kennwerte 

ermittelt und wichtige Einflussgrößen identifiziert. 


Dr.- Ing. Andreas Keßler 




Tel.: 03731 392855 

E-Mail: Andreas.Kessler@gi.tu-freiberg.de 


FOTOS: TUBA FREIBERG 

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Verschleißfeste Keramik- 

Stahlguss-Verbundwerkstoffe 



Laufzeit: 2016 bis 2020 

Bild 1: Mit TRIP-Stahl infiltrierte Keramiken; links: keramische Schäume, 

rechts: lose Keramiken. 

FOTO: TUBA FREIBERG 

Im Sonderforschungsbereich TRIP-Matrix-Composite (SFB 

799) wird an der Fusion von hochlegierten TRIP/TWIP-Stählen 

mit Zirkondioxid-Keramiken geforscht. Ziel ist dabei, durch 

neue Prozesse Hochleistungs-Verbundwerkstoffe zu entwickeln, 

die schließlich in den Bereichen der Mobilität und des 

Maschinenbaus eingesetzt werden können, wo die ausgezeichnete 

Festigkeit sowie die Zähigkeit der TRIP/TWIP-Stähle 

in Kombination mit der hohen Härte und Schadenstoleranz der 

Keramiken genutzt werden kann. 

Bei der Vereinigung von umwandlungsfähigen Stählen und 

Keramiken zu neuartigen Verbundwerkstoffen werden Methoden 

der Pulvermetallurgie, keramische Technologien sowie 

Methoden der Stahlschmelzeinfiltration angewendet. 

Auf dem Gebiet der Stahlschmelzeinfiltration steht die 

schmelztechnische Verbindung und Erprobung von keramischen 

Makrostrukturen mit anwendungsoptimierten Stahlgusslegierungen 

im Fokus der Forschung. Das zentrale Ziel ist 

dabei die Entwicklung eines anwendungsnahen Prototyps mit 

lokaler keramischer Verstärkung durch Infiltration (Bild 1). 

In Kooperation mit einer Stahlgießerei werden Versuchsteile 

für Zerkleinerungs- und Fördermaschinen entworfen, optimiert 

und schließlich in der Anwendung erprobt. Zeit- und personalaufwendige 

Auftragsschweißungen bzw. ein häufiges Austauschen 

der Verschleißteile können durch den Einsatz dieser 

Werkstoffe reduziert werden. 

Im bisherigen Verlauf der Forschungsarbeiten wurden die 

Grundsteine für die Entwicklung des anwendungsnahen Prototyps 

gelegt. So konnten beispielsweise durch Legierungszusätze 

die Viskosität, der Benetzungswinkel und auch die Oberflächenspannung 

der Schmelze herabgesetzt werden, was wiederum 

die Infiltration der Keramiken positiv beeinflusst. Es konnte 

außerdem festgestellt werden, dass das Verschleißverhalten 

der TRIP-Matrix-Composite im Vergleich zu anderen Hartgusswerkstoffen, 

wie z. B. Ni-Hard, deutlich besser ist, da die Randschicht 

des TRIP-Werkstoffes durch die abrasive Beanspruchung 

martensitisch umwandelt, wobei dieser Effekt durch das Einbringen 

der Keramiken zusätzlich verstärkt wird (Bild 2). Im Inneren 

des Gusskörpers befindet sich weiterhin metastabiler 

Austenit, welcher sich durch gute Bruchdehnungen auszeichnet. 

Im weiteren Verlauf des Forschungsprojektes werden geeignete 

Gusslegierungen entwickelt, die optimal an die gestellten 

Anforderungen eines Verschleißwerkzeuges angepasst sind 

und dabei möglichst einen geringen Gehalt an Legierungsmitteln 

haben, um den Kostenfaktor so gering wie möglich zu 

halten. Neben der Legierungsentwicklung wird die Gestalt des 

Gusskörpers an die Rahmenbedingungen angepasst und optimiert. 

Als Rahmenbedingungen sind die Aufheiztemperaturen 

Bild 2: Verschleißverhalten verschiedener Werkstoffe, 

ermittelt im Ring-Klotz-Versuch. 

der Preform oder der kompletten Form, die Eingießtemperatur 

und die sich daraus ergebende Infiltrationsfließlänge zu ermitteln. 

Diese bestimmt maßgeblich, welche Dimensionen die 

keramischen Verstärkungen im Gussteil annehmen können, da 

die Keramiken strömungstechnische Hindernisse darstellen. 

Um Kaltlauf zu vermeiden, ist eine optimierte Anschnittauslegung 

elementar für das Formfüllen, sodass mittels Simulationsrechnungen 

verschiedene Anschnitts- und Speisungstechnologien 

erprobt werden sollen. Weitere Schwerpunkte 

liegen in der Befestigung der keramischen Eingießkörper in der 

Form sowie in der thermischen Optimierung des Infiltrationsprozesses. 

Durch das Vorheizen der gesamten Form oder 

der Einleger soll eine gießtechnisch optimierte Grenzflächenanhaftung 

zwischen Stahlguss und Keramik erreicht werden. 

Sobald die technologischen Faktoren zur Fertigung des 

Prototyps definiert sind, werden Anwendungsversuche in 

Kooperation mit dem Praxispartner durchgeführt und anschließend 

ausgewertet. 


Dr.-Ing. Claudia Dommaschk 




Tel.: 03731 2446 

E-Mail: Claudia.Dommaschk@gi.tu-freiberg.de 


GRAFIK: TUBA FREIBERG 



GRAFIKEN: RWTH AACHEN 

Bild 1: GJS mit runden Grafitkugeln (blaue Pfeilmarkierungen) 

und weniger runden Grafitpartikeln (rote Pfeilmarkierungen). 

Untersuchung der Grafitnodularität 

in Gusseisen mit 

Kugelgrafit mittels digitaler 

Bildverarbeitung 

RWTH Aachen, Gießerei-Institut, Aachen 

Projektlaufzeit: März 2017 bis Februar 2019 

Bild 2: Möglicher Entscheidungsbaum zur Formklassifizierung. 

Die quantitative Bestimmung der Gefügebestandteile 

von Gusseisen mit Kugelgrafit (GJS) ist eine wesentliche 

Komponente der Materialentwicklung und Qualitätssicherung, 

da einerseits die Werkstoff- und Bauteileigenschaften 

davon abhängen, andererseits die Anforderungen 

der Gussabnehmer erfüllt werden müssen. Das kürzlich angelaufene 

AiF-Projekt DIAgraph des Gießerei-Instituts (GI, RWTH 

Aachen) und der Gesellschaft zur Förderung angewandter Informatik 

(GFaI, Berlin) zielt auf die systematische Untersuchung 

der Einflussgrößen bei der Ermittlung des Gefügekennwertes 

„Nodularität“ von GJS. Zum jetzigen Stand erfolgt die Grafitformbestimmung 

durch visuelle Begutachtung nach DIN EN 

ISO 945-1 sowie durch Bildanalyse anhand der Vorschläge des 

technischen Reports ISO/TS 945-2, die jedoch beide aufgrund 

nicht ausreichender Objektivität keine verlässliche und reproduzierbare 

Auswertung ermöglichen (Bild 1). Die Implementierung 

eines anlernbaren Klassifikators (Bild 2) anhand objektbasierter 

Parameter (Fläche, Größe, Rundheit, Streckung, 

Konturkrümmung, Beuligkeit, …) soll es ermöglichen, die Grafitpartikel, 

insbesondere Sphärolithen, zu identifizieren und Grafitentartungen 

anhand bereichsbezogener Informationen 

(z. B. Abstand zum nächsten Nachbarn) automatisch zu erkennen. 

Die Einflüsse bei der Bildaufnahme und -auswertung von 

Gusseisen mit Kugelgrafit werden untersucht und die unterschiedlichen 

Ansätze zur Bestimmung der Nodularität miteinander 

verglichen und evaluiert. Die entwickelten Algorithmen 

(Bild 3) werden von Bildanalyseanbietern und -anwendern 

(Gießereien, Testlabore, Abnehmer) in aufeinander aufbauenden 

Ringversuchen getestet und ausgewertet. Die Ergebnisse 

werden in die bereits angelaufene Normung der digitalen 

Bildanalyse und Nodularität (neue Normenvorhaben ISO 945- 

2 bzw. 945-4) einfließen, die es den Gießereien ermöglicht, Verfahrensanweisungen 

zur schnellen und reproduzierbaren 

Bildanalyse von GJS umzusetzen. Eine so standardisierte Vorgehensweise 

bei der Grafitformbestimmung erlaubt erstmalig 

eine allgemeingültige Qualitätsvereinbarung zwischen Gießerei 

und Gussabnehmer, was die Wettbewerbsfähigkeit der zumeist 

klein- und mittelständischen Gießereien verbessert. 


Jessica Frieß, M.Sc. 

RWTH Aachen 


Intzestraße 5 

52072 Aachen 

Tel.: 0241 80 98155 

E-Mail: j.friess@gi.rwth-aachen.de 

www.gi.rwth-aachen.de 

Bild 3: Ein im Schliffbild erscheinendes 

„zerstückeltes“ Grafitpartikel (a) wird mit 

herkömmlicher Bildanalyse als mehrere 

kleine Einzelpartikel (b) erfasst. Mittels 

verbesserter Auswertealgorithmen sollen 

solche Partikel als dreidimensional 

zusammenhängende Partikel (c) erkannt 

werden. 


VDD Verband 

Deutscher 

Druckgießereien 

18. Internationaler 

Deutscher 

Druckgusstag 

Foto: Nürnberg Convention Center NCC 

Kontakt und weitere Auskünfte zum 

18. Internationalen Deutschen Druckgusstag 2018: 

Verein Deutscher Druckgießereien (VDD) 


Hansaallee 203, D-40549 Düsseldorf 

Isabelle Kühler 

E-Mail: isabelle.kuehler@bdguss.de 

Tel.: + 49 (0)211 6871 - 155 

Fax: + 49 (0)211 6871 - 409 

Terminankündigung 

16.–18. Januar 2018 

Veranstaltungsort: 

Nürnberg Convention Center NCC 

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Charakterisierung von Kugelgrafiteinlagerungen 

in Gusseisen 

mittels Ultraschall 

Fraunhofer-Institut für Zerstörungsfreie Prüfverfahren 

IZFP, Saarbrücken 

Tabelle 1: Ergebnisse aus Rückstreumessungen mittels Transversal- 

bzw. Longitudinalwellen bei 20 MHz bzw. 15 MHz. 

Probe Transversal Longitudinal 

Fit-Faktor A 0 

, % A 0 

, % 

GJS-400-18LT -0,3027 47,8 48,6736 

GJS-400-18RT -0,22669 78,7 60,1565 

GJS-700-2 -0,20837 81,8 79,3334 

Laufzeit: April bis Mai 2017 

Die steigenden Anforderungen an die mechanischen Eigenschaften 

von Gusskomponenten fordern eine immer 

detailliertere Angabe von Festigkeiten. Gerade im 

Leichtbau werden zunehmend örtlich differenzierte Kennwerte 

gefordert. Auch in Schadensfällen ist eine genaue Bestimmung 

der lokalen Gefüge-Eigenschafts-Beziehungen gefordert, 

damit die Schadensursache besser geklärt und vermieden 

werden kann. Da die mikrostrukturellen Eigenschaften 

des Grundgefüges sowie die Verteilung und Größe der Grafitanteile 

in Gusseisen mit Kugelgrafit (GJS) entscheidenden Einfluss 

auf die Werkstoffeigenschaften haben, ist eine zerstörungsfreie 

lokale Bestimmung dieser Eigenschaften ein großer Gewinn. 

Im Rahmen einer durch das europäische Erasmus-Programm 

geförderten Masterarbeit wurden am Fraunhofer IZFP erste 

Untersuchungen zur Charakterisierung von Kugelgrafit in Eisenguss 

durchgeführt. Hierzu wurden Ultraschallstreumessungen 

verschiedener Wellenarten eingesetzt. Dies ermöglicht zum 

einen die Bestimmung von Grafitgröße und -verteilung und zum 

anderen die Untersuchung des Grundgefüges (Matrix), welches 

bei GJS sogar primären Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften 

hat. Zukünftig wird dadurch 

die lokale Bestimmung wesentlicher 

mechanischer Kennwerte dieser 

Werkstoffe ausgehend von den mikrostrukturellen 

Eigenschaften möglich. 

Bisher werden zur Qualitätskontrolle 

von Gusskomponenten lediglich 

Schallschwächungsmessungen 

anhand von Longitudinalwellen 

durchgeführt. Es ist allerdings bekannt, 

dass das Grundgefüge auf diese 

Messungen nur sehr geringen Einfluss 

hat. Dieser Effekt ist vorteilhaft 

zur Charakterisierung der Grafiteinschlüsse, 

jedoch bedeutet dies auch, 

dass zur Bestimmung des Einflusses 

der Matrix eine andere Technik nötig 

ist. 

Durch den Einsatz von Ultraschallrückstreumessungen 

von 

Transversalwellen konnten am Fraunhofer 

IZFP vielversprechende Ergebnisse 

erzielt werden. Zur Charakterisierung 

der Materialeigenschaften 

wurden zum einen die Rückstreuamplitude 

und zum anderen der 

Rückstreukurvenverlauf betrachtet. Die Rückstreuamplitude 

gibt die Signalhöhe A0 nach Schalleintritt in die Probe an (vgl. 

Bild 1), während der Rückstreukurvenverlauf durch den exponentiellen 

Abfall des Signals beschrieben werden kann. Um 

letzteren zu quantifizieren, wurde das Signal mit einer Exponentialfunktion 

gefittet und der so bestimmte Koeffizient (Fit- 

Faktor) zur Beschreibung verwendet. 

Während der Abschlussarbeit wurden drei verschiedene 

Proben aus Gusseisen mit Kugelgrafit untersucht. Verwendet 

wurden die ferritischen Sorten EN-GJS-400-18RT und EN-GJS- 

400-18LT sowie die perlitische Sorte EN-GJS-700-2. 

Wie Tabelle 1 zu entnehmen ist, korrelieren die gemessenen 

Rückstreuamplituden sowohl transversal als auch longitudinal 

sehr gut mit den mittleren Streuer-, d. h. Grafitgrößen. 

Diese wurden zum leichteren Einschätzen der Ergebnisse anhand 

von Schliffbildern der einzelnen Proben charakterisiert 

(Tabelle 2). Es ist allerdings auch zu erkennen, dass die Werte 

der transversalen Messung von GJS-400-18RT und GJS-700-2 

trotz unterschiedlicher Streuergrößen dicht beieinander liegen. 

Dies kann auf folgende Effekte zurückzuführen sein: In erster 

Linie verstärkt der Einfluss der maximal großen Grafitsphären 

Bild 1: Rückstreumessung mittels Transversalwellen bei einer Prüffrequenz von 20 MHz. 



die Streuung in der Probe aus GJS-400- 

18RT – dieser Effekt sollte sich auch in 

der longitudinalen Messung niederschlagen. 

Das ist hier allerdings nicht der Fall, 

daher ist ein Einfluss bedingt durch die 

unterschiedlichen Gefüge sehr wahrscheinlich. 

Dieser Effekt wurde jedoch 

nicht systematisch untersucht. 

Der charakteristische Kurvenverlauf 

schlägt sich in einem deutlich abweichenden 

Fit-Faktor der Probe aus GJS-400- 

18LT nieder. Dieses Resultat ist bisher ungeklärt und muss vor 

einer abschließenden Bewertung in einer größer angelegten 

Studie weiter untersucht werden, um die gewonnen Werte abzusichern. 

Zur Quantifizierung dieser Ergebnisse, insbesondere 

im Hinblick auf die genaue Bestimmung der Kugelgrafitgröße 

und -verteilung, sind umfangreichere Probensätze erforderlich, 

vor allem, um eine Skalierung des gefundenen 

Rückstreukontrastes zu ermöglichen. 

Die erzielten Erkenntnisse sind aussichtsreich und somit sollte 

der Einfluss der Matrix mit beiden Wellenmoden erkannt werden 

können. Die Ultraschallrückstreuung bietet in jedem Fall 

eine einfach zu handhabende Methode, um zumindest den oberflächennahen 

Gefügezustand von Gusseisen mit Kugelgrafit zu 

kontrollieren. Durch die Wahl verschiedener Prüffrequenzen ist 

eine Variation der Eindringtiefe des Schalls, aber auch eine 

Steuerung der Messempfindlichkeit erzielbar. 

Tabelle 2: Bestimmung von Grafitgröße und -verteilung anhand von Schliffbildern. 

Probe Phase Volumenanteil, Mittlere Maximale 

% Streuergröße, µm Streuergröße, µm 

GJS-400-18LT Grafit 14,74 25,78 55,08 

GJS-400-18RT Grafit 12,95 36,78 89,79 

GJS-700-2 Grafit 15,23 51,56 67,12 

Theoretisch denkbar ist künftig in ähnlicher Weise die Detektion 

von Grafitentartungen wie z. B. Chunky-Grafit oder die 

Bestimmung der Nodularität bestimmter Gusssorten. 

Unser Dank gilt der G. Siempelkamp GmbH & Co. KG für 

die Bereitstellung der Proben, der Firma Q NET Engineering 

und insbesondere Herrn Prof. Dr. Kröning für die unterstützende 

Betreuung. 


Miriam Weikert-Müller, M. Sc. 

Fraunhofer-Institut für Zerstörungsfreie Prüfverfahren IZFP 

Abt. Materialcharakterisierung 

Ultraschallverfahren zur Materialcharakterisierung 

Campus E3 1 

66123 Saarbrücken 

Tel.: 0681 9302-3835 

E-Mail: miriam.weikert-mueller@izfp.fraunhofer.de 

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WEITERE FORSCHUNGSAKTIVITÄTEN 

Titel Bearbeiter / Beteiligte Förderer Laufzeit/ 

Ansprechpartner Einrichtungen Abschluss 

und Firmen 


Präzision aus Schmelze 

Teilprojekt B08: Untersuchung 

präzisionsbestimmender Faktoren 

zur Minimierung von 

Verzug im Kokillen- und Druckgussprozess 

Teilprojekt B09: Thermomechanische 

Mehrphasensimulation 

mit lokaler Berechnung 

von Werkstoffeigenschaften 

zur Vorhersage und 

Minimierung des Verzugs von 

Gussbauteilen 

Thomas Vossel M.Sc. 

Nino Wolff M.Sc. 

RWTH Aachen 



52072 Aachen 

E-Mail: t.vossel@gi.rwth-aachen.de 


Fax.: 0241 80 92276 


RWTH Aachen 


Deutsche Forschungsgemeinschaft 

SFB 1120 

1. Phase 

1. Juli 2014 bis 

30. Juni 2018 

Qualitative und quantitative 

Bestimmung von Einschlüssen 

in Aluminium mittels Einzelfunken-Spektrometrie 

Frank Schmidt 

RWTH Aachen 



52072 Aachen 

E-Mail: f.schmidt@gi.rwth-aachen.de 


Fax: 0241 80 92276 


RWTH Aachen 

Gießerei-Institut und 

projektbegleitender 

Ausschuss 

AiF – IGF-Forschungsvorhaben 

1. Januar 2017 

bis 31. Dezember 

2018 

Qualitative und quantitative 

Bestimmung von Einschlüssen 

in Aluminium mittels Einzelfunken-Spektrometrie 

– Teil II 

Friederike Feikus M.Sc. 

RWTH Aachen 



52072 Aachen 

E-Mail: f.feikus@gi.rwth-aachen.de 


Fax.: 0241 80 92276 


RWTH Aachen 


AiF – IGF-Forschungsvorhaben 

1. Dezember 

2016 bis 

31. Mai 2019 

AMAP Projekt P10: Hollow 

structural Al-castings in HPDC 

Prof. Lothar Kallien 

Hochschule Aalen 


73430 Aalen 


Tel.: +49 7361 576 2252 

www.hs-aalen.de 

Projektbeschreibung: 

http://www.amap.de/projekte/projekt-10/ 

Hochschule Aalen, 

Advanced metals and 

Process GmbH, 

Forschungsgesellschaft 

Kraftfahrwesen Aachen 

GmbH, 

RWTH Aachen 

Gießereiinstitut, Institut 

für Schweißtechnik und 

Fügetechnik, 

MAGMA Gießereitechnologie 

GmbH, 

Nemak Europe GmbH 

Industrie 

2016 bis 2018 

Entwicklung der Gasinjektionstechnologie 

für Aluminiumdruckgießanwendungen 

Prof. Lothar Kallien 

Hochschule Aalen 


73430 Aalen 


Tel.: +49 7361 576 2252 

www.hs-aalen.de 

Hochschule Aalen, 

KmU-Gießerei, 

KmU-Kunststoff 

ZiM 

2016 bis 2018 




und Firmen 


Entwicklung der Kornfeinung 

von Stahlschmelzen zur energieeffizienten 

Herstellung von 

endabmessungsnahen Stahlgussbauteilen 

M.Sc Michael Wurlitzer 

Technische Universität Clausthal 

Institut für Metallurgie 

Robert-Koch-Straße 42 

38678 Clausthal-Zellerfeld 

E-Mail: michel.wurlitzer@tuclausthal.de 

Tel.: +49 (0) 5323 72 3748 

Fax.: +49 (0) 5323 72 99 3748 


Technische Universität 

Clausthal, 

ArcelorMittal Hamburg 

GmbH, 

Böhmer Gusstechnik 

GmbH & Co. KG, 

Dieckerhoff Guss 

GmbH, 

Dörrenberg Edelstahl 

GmbH, 

Edelstahlwerke 

Schmees GmbH, 

Eisenwerk Hasenclever 

& Sohn GmbH, 

GussStahl Lienen 

GmbH & Co. KG, 

Kessler & Co. GmbH, 

Reinhard Tweer GmbH, 

Schütte Meyer & Co. 

Gusstechnik GmbH, 

SHB Stahl- und Hartgusswerk 

Bösdorf 

GmbH, 

AiF 

März 2017 

bis 

Aug. 2019 

Verbesserung der Erstarrungsund 

Gefügemorphologie 

über-eutektoider Stähle durch 

den gezielten Einsatz heterogener 

Keime 

Michael Wurlitzer, M.Sc 





E-Mail: michel.wurlitzer@tuclausthal.de 

Tel.: +49 (0) 5323 72 3748 

Fax.: +49 (0) 5323 72 99 3748 


TU Clausthal, Institut 

für Metallurgie 

IGF 19362 

1. März 2017 

bis 31. August 

2019 

Sichere Nutzung des Schwingfestigkeitspotenzials 

von dickwandigen 

Eisengussbauteilen 

aus EN-GJS-400 für die Windenergietechnik 

durch verbesserte 

Methoden zur rechnerischen 

Bewertung der 

Beanspruchungsmehrachsigkeit 

Dipl.-Math. Alexandre Bolchoun 

Technische Universität Darmstadt 

Systemzuverlässigkeit, Adaptronik 

und Maschinenakustik SAM 

Magdalenenstraße 4 

64289 Darmstadt 

E-Mail: alexandre.bolchoun@lbf. 

fraunhofer.de 

Tel.: +49 6151 7058457 

www.sam.tu-darmstadt.de 

Fraunhofer-Institut für 

Betriebsfestigkeit LBF, 

TU Darmstadt, Fachgebiet 

Systemzuverlässigkeit 

IGF 18378N 

1. Juli 2016 bis 

31. Dezember 

2018 

Ableitung von synthetischen 

Wöhlerlinien für Eisengusswerkstoffe 

Dr.-Ing. Christoph Bleicher 

Fraunhofer LBF 

Bereich Betriebsfestigkeit/Abteilung 

Werkstoffe und Bauteile, Gruppe 

Bauteilgebundenes Werkstoffverhalten 

Bartningstraße 47 

64289 Darmstadt 

E-Mail: christoph.bleicher@lbf.fraunhofer.de 

Tel. +49 6151 705-8359, 

Fax.: +49 6151 705-214 

www.lbf.fraunhofer.de 

Fraunhofer-Institut für 

Betriebsfestigkeit LBF, 

MFPA Weimar, 

Institut für Werkstoffanwendungen 

im 

Maschinenbau 

IGF 19257N 

1. November 

2016 bis 30. 

April 2019 





und Firmen 


InProGas – Nachhaltige, qualitative 

Schutzgasregelung für 

Magnesiumschmelzen 

Dipl.-Ing. Niklas Schwenke 

Prof. Dr.-Ing. Martin Fehlbier 


Fachgebiet für Gießereitechnik 

Kurt-Wolters-Str. 3 

34125 Kassel 

E-Mail: sekretariat-gtk@uni-kassel.de 

Tel.: +49 561 804 7596 

Fax: +49 561 804 7599 


GTK Universität Kassel, 

Industriepartner 

AiF 

Start 

Oktober 2017 

REVOLUTE – Ultrakompaktes 

automatisches Getriebekonzept 

M.Sc. Daniel Schlereth 

Revolute 


34125 Kassel 

E-Mail: d.schlereth@revolute.de 

Tel.: +49 561 804 7591 

Fax: +49 561 804 7602 



Revolute 

EXIST-Gründerstipendium 

durch 

Bundesministerium 

für Wirtschaft 

und Energie 

(BMWi) 

in Arbeit 

Grenzflächeneffekte und Einwachsverhalten 

von Magnesiumschwämmen 

als 

bioresorbierbares Knochenersatzmaterial 

M.Sc. Stefan Julmi, 

Dr.-Ing. Christian Klose 

Leibniz Universität Hannover 

Institut für Werkstoffkunde 

An der Universität 2 

30823 Garbsen 

E-Mail: julmiiw.uni-hannover.de 

Tel.: 0511 762 3908 

LMU München, Chirurgische 

und Gynäkologische 

Kleintierklinik, 

Leibniz Universität Hannover, 

Institut für Kontinuumsmechanik 

Deutsche 

Forschungsgemeinschaft 

MA 1175/52-1 

1. September 

2015 bis 31. 

August 2018 

Methoden-Kompetenz für den 

automobilen Leichtbau durch 

hochfesten Aluminiumguss 

Prof. Dr.-Ing. Dominique Thevenin 

Otto-von-Guericke-Universität Magdeburg 

Fak. f. Verfahrens- und Systemtechnik 

Inst. F. Strömungstechnik und Thermodynamik 

Universitätsplatz 2 

39106 Magdeburg 

E-Mail: thevenin@ovgu.de 

Tel.: 0391 6718570 

Fax: 0391 6712840 

Otto-von- 

Guericke-Universität 

Magdeburg 

EU – EFRE 

Juli 2016 bis 

Juni 2018 

Teilprojekt „Porenmorphologie 

und Bauteilfestigkeit 

“Prof. Dr. habil. Ulrich Gabbert 


Fakultät für Maschinenbau 

Institut für Mechanik 



E-Mail: ulrich.gabbert@ovgu.de 

Tel.: 0391 6718609 

Fax: 0391 6712439 

www.ovgu.de 

Otto-von- 


Magdeburg 

Europäische Kommission 

1. Oktober 

2016 

bis 

31. März 2018 




und Firmen 


Entwicklung eines mobilen Ultraschall-Impulsgebers 

zur 

gezielten Gefügebeeinflussung 

hochbelasteter Aluminium-Gussbauteile 

(EmUSIG) 

Dr.-Ing. Stefan Scharf 


Fakultät für Maschinenbau 

Institut für Fertigungstechnik und 

Qualitätssicherung 



stefan.scharf@ovgu.de 

Tel.: +49 391 6712355 

Fax: +49 391 6712420 

www.ovgu.de 

Otto-von- 


Magdeburg 

BMWi/AIF 1. Januar 2016 

bis 

31. Mai 2018 

Theorie und Praxis des Druckgusses 

168,00 € 

Von Boris Nogowizin 

2011 · 796 Seiten · 24,5 x 17,0 cm 

Dieses Buch beschreibt detailliert das Druckgießverfahren. 

Der Bedarf an Druckgussteile für Industrie- und Komsumgüter wächst stetig und 

fordert letztlich eine immer höhere Technologie sowie Qualitäts- und Verfahrensansprüche 

an die Druckgießmaschine und den Druckguss. 

Giesserei-Verlag GmbH 

Sohnstraße 65 · 40237 Düsseldorf · Tel.: +49 211 6707- 527 · Fax: +49 211 6707- 582 

E-Mail: gabriele.wald@stahleisen.de · www.giesserei.eu 





und Firmen 

Dissertationen 

Optimierung von höchstfesten 

AlZnMgCu-Legierungen für 

den Kokillenguss 

Hennadiy Zak 





www.imet.tu-clausthal.de 

TU Clausthal 

Abgeschlossen 

2017 



und Firmen 

Masterarbeiten 

Anwendung selbstorganisierender 

künstlicher neuronaler 

Netze zur Optimierung der 

Cu-Al-Werkstoffe 

Hanna Cherednichenko 






TU Clausthal 

Abgeschlossen 


Optimierung des Einsatzes von 

haubengeglühten Werkstoffen 

in der Verzinkungslinie 

Bregal 2 

Malte Benecken 






TU Clausthal 

Abgeschlossen 


Steigerung der Vergießbarkeit 

von aluminiumund schwefelhaltigen 

Stranggussgüten 

durch eine Aluminiumbehandlung 

in Tauchrohr 

Daniel Schlüter 






TU Clausthal 

Abgeschlossen 


Optimierung der mechanischen 

Eigenschaften von 

Aluminiumlegierungen 

Maria Allendorf 





34125 Kassel 


Tel.: +49 561 804 7596 

Fax: +49 561 804 7598 


GTK Universität Kassel 

GTK Universität 

Kassel 

Juli 2017 




und Firmen 

Masterarbeiten 

3D-Muster/Geometrie-Erkennung 

für topologieoptimierte 

Bauteile 

Purushothaman Thambirajah 





34125 Kassel 


Tel.: +49 561 804 7596 

Fax: +49 561 804 7598 



Cenit AG 

Horizon 2020 

In Arbeit 

Entwicklung einer 

Heißkanal-Schmelzezuführung 

Wen Chaoyi 





34125 Kassel 


Tel.: +49 561 804 7596 

Fax: +49 561 804 7598 



Industrie 

Industrie 

In Arbeit 

Entwicklung eines innovativen 

Messsystems zur Schutzgasanalyse 

in Magnesiumöfen 

Sandin Florian 





34125 Kassel 


Tel.: +49 561 804 7596 

Fax: +49 561 804 7598 



AiF – InProGas 

In Arbeit 

Maßnahmen zur Energie- und 

Kostenreduktion im Schmelzbetrieb 

Yunus Akyürek 





34125 Kassel 


Tel.: +49 561 804 7596 

Fax: +49 561 804 7598 



Industrie 

Industrie 

In Arbeit 

Michael Demel 





34125 Kassel 


Tel.: +49 561 804 7596 

Fax: +49 561 804 7598 



Untersuchungen zu einem 

neuen, innovativen Kühlkonzept 

für ein Druckgusswerkzeug 

Industrieförderkreis 

GTK 

In Arbeit 





und Firmen 

Bachelorarbeiten 

Investigation of hot tearing 

formation in Al-Zn Alloys 

Gal Dolinar 






TU Clausthal 

Abgeschlossen 


Die Bildung intermetallischer 

Phasen an der flüssig-festen 

Grenze Aluminium – Kupfer 

Jan-Hendrik Ziebarth 






TU Clausthal 

Abgeschlossen 


Technologiequalifizierung von 

Fertigungsverfahren mit thixotroper 

Aluminiumschmelze 

Daniel Schmidt 





34125 Kassel 


Tel.: +49 561 804 7596 

Fax: +49 561 804 7606 


Industrie, 


Industrie 

April 2016 

Entwicklung eines Prüfstands 

für die Herstellung thixotroper 

Aluminiumschmelzen 

Michael Weißhaar 





34125 Kassel 


Tel.: +49 561 804 7596 

Fax: +49 561 804 7606 




Kassel 

In Arbeit 

Entwicklung Schaltmechanismus 

für ein innovatives Getriebe 

Kraipot Saita 


Revolute 


34125 Kassel 


Tel.: +49 561 804 7591 



Revolute, 


Revolute 

In Arbeit 

Entwicklung eines Viskosimeters 

für den Einsatz im SSR-Verfahren 

Stefan Arndt 





34125 Kassel 


Tel.: +49 561 804 7596 

Fax: +49 561 804 7606 




Kassel 

In Arbeit 




und Firmen 

Bachelorarbeiten 

Getriebeentwicklung mit Kisssoft 

Konrad Niemiec 


Revolute 


34125 Kassel 


Tel.: +49 561 804 7591 



Revolute, 


Revolute 

In Arbeit 

Standzeituntersuchungen zu 

den Tiegeln in der Magnesiumgießerei 

Vincent Ude 





34125 Kassel 


Tel.: +49 561 804 7596 

Fax: +49 561 804 7606 


Industrie, 


Industrie 

In Arbeit 

Temperierung von Druckgusswerkzeugen 

Markus Sauer 





34125 Kassel 


Tel.: +49 561 804 7596 

Fax: +49 561 804 7606 




Kassel 

In Arbeit 

Quellen: Bearbeitende Institutionen, Forschungsportal Sachsen-Anhalt 

Gießereimodellbau - Mit Holz und Kunststoff neue Welten schaffen 

Unser Kerngeschäft sind große Gießereimodelle aus Holz, Kunststoff-Blockmaterialien 

und Schaumstoff zur Herstellung von Dampf- und Gasturbinen, Maschinenbetten, 

Dieselmotoren und Komponenten für Windkraftanlagen im Stahl-, Grau- oder 

Sphäroguss. Abmessungen von mehreren Metern in allen Dimensionen, Genauigkeit 

und Oberflächenqualität nach Wunsch sind unsere Spezialität. 

Duisburger Modellfabrik GmbH – Dr. Alfred-Herrhausen-Allee 59 – 47228 Duisburg – +49 (0)2065 960363 

www.duisburger-modellfabrik.de – info@duisburger-modellfabrik.de

INSERENTENVERZEICHNIS/IMPRESSUM 

INSERENTENVERZEICHNIS 

A–C 

AAGM Aalener Gießereimaschinen GmbH 123 

BOBE Industrie-Elektronik 107 

Chemikalien-Gesellschaft 

Hans Lungmuß mbH & Co. KG 13 

ConviTec GmbH 108 

D–F 

Duisburger Modellfabrik GmbH 121 

Foseco Germany, Vesuvius GmbH 51 

FUCHS LUBRITECH GmbH 

LUBRODAL DIVISION 7 

G–H 

Geiger + Co. 

Schmierstoff-Chemie GmbH 5 

GIESSEREI-VERLAG GmbH 80, 82, 84, 103, 113, 117 

GTP Schäfer 

Giesstechnische Produkte GmbH 105 

Hohnen & Co. KG 81 

Hüttenes-Albertus Chemische Werke GmbH 124 

J 

James Durrans GmbH 108 

Jasper Ges. für Energiewirtschaft und 

Kybernetik mbH 79 

M–N 

MAGMA Gießereitechnologie GmbH 15 

Matthies Druckguss 

GmbH & Co. KG 9, 11 

NürnbergMesse GmbH 41 

O–R 

Ortmann Druckgießtechnik GmbH 53 

RÖSLER Oberflächentechnik GmbH 105 

RUMP Strahlanlagen 

GmbH & Co. KG 81 

S 

SQ Deutschland GmbH 2 

SUS Ulrich Nell 113 

GIESSEREI Die Zeitschrift für Technik, Innovation und Management 

104. Jahrgang 

Herausgeber: Bundesverband der 

Deutschen Gießerei-Industrie (BDG) 

Chefredakteur: Michael Franken M.A. 

Redaktion: Dr.-Ing. Martina Köhler, 

Robert Piterek M.A. 

Redaktionsassistenz: Ruth Frangenberg-Wolter 

Grafik/Bildbearbeitung: Darius Soschinski, 

Beate Soschinski 

Art Direction: Dietmar Brandenburg 

dietmar.brandenburg@bdguss.de 

Anschrift der Redaktion: 

Hansaallee 203, 40549 Düsseldorf 

Tel.: +49 (0) 211/6871-0, Fax: -365 

E-Mail: redaktion@bdguss.de 

Verlag: GIESSEREI-VERLAG GmbH 

Postfach 102532, 40016 Düsseldorf 

Telefon: +49 (0) 211/6707-140, Fax: -597 

E-Mail: giesserei@stahleisen.de 

Internet: www.giesserei-verlag.de 

Verlagsleitung: Frank Toscha 

Anzeigenleitung: Katrin Küchler 

Tel.: +49 (0) 211/6707-563, Fax: -597 

E-Mail: katrin.kuechler@stahleisen.de 

Herstellungsleitung: Burkhard Starkulla 

Tel.: +49 (0) 211/6707-500, Fax: -501 

E-Mail: burkhard.starkulla@stahleisen.de 

Druck: Kraft Premium GmbH 

Industriestraße 5-9 

76275 Ettlingen, Printed in Germany 

Erscheinungsweise: monatlich 

Jahresbezugspreis (inkl. Versandkosten): 

Inland € 194,-- inkl. 7% MwSt. 

VDG/DFB-Personen-Mitglieder € 120,-- inkl. 7% MwSt 

Studenten € 37,-- inkl. 7% MwSt 

Binnenmarktländer – Empfänger mit Umsatzssteuer- 

Identifikations-Nr. € 248,60 

Drittländer € 266,--, VDG/DFB-Personen-Mitglieder 

€ 168,--; 

Binnenmarktländer – Empfänger ohne Umsatzssteuer-Identifikations-Nr. 

€ 266,-- 

VDG/DFB-Personen-Mitglieder € 168,-- 

Einzelheft € 28,-- 

Der Abonnementpreis gilt bei einer Mindestbezugszeit 

von 12 Monaten, Abonnementskündigungen 

sind nur möglich zum 31. Dezember und müssen bis 

zum 15. November beim Verlag eingetroffen sein. 

Ansonsten verlängert sich das Abonnement um weitere 

12 Monate. 

Jahresbezugspreis E-Paper für Print-Abonnenten: 

Inland: € 5,-- inkl. 19 % MwSt. 

Ausland: Binnenmarktländer – Empfänger mit Umsatzsteuer-Identifikations-Nr. 

€ 4,20 

Binnenmarktländer – Empfänger ohne Umsatzsteuer-Identifikations-Nr. 

€ 5,– 

Haftung: Für Leistungsminderungen durch höhere 

Gewalt und andere vom Verlag nicht verschuldete 

Umstände (z. B. Streik) können keine Entschädigungsansprüche 

von Abonnenten und/oder Inserenten 

geltend gemacht werden. 

Copyright: Die Zeitschrift und alle in ihr enthaltenen 

Beiträge und Abbildungen sind urheberrechtlich geschützt. 

Jede Verwertung außerhalb der durch das Urherberrechtsgesetz 

festgelegten Grenzen ist ohne 

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in elektronischen Systemen. 

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Manus kripts gehen das Recht zur Veröffentlichung 

sowie die Rechte zur Übersetzung, zur Vergabe von 

Nachdruckrechten, zur elektronischen Speicherung 

in Datenban ken, zur Herstellung von Sonderdrucken, 

Fotokopien und Mikrokopien an den Verlag über. In 

der unaufgeforderten Zusendung von Beiträgen und 

Informationen an den Verlag liegt das jederzeit widerrufliche 

Einverständnis, die zugesandten Beiträge 

bzw. Informationen in Datenbanken einzustellen, die 

vom Verlag oder von diesem kooperierenden Dritten 

geführt werden. 

Anzeigenpreise: Zurzeit gilt die Preisliste Nr. 45 vom 

1. Januar 2017. 

ISSN 0016-9765, Erfüllungsort Düsseldorf 

© 2016 GIESSEREI-VERLAG GmbH, 

Düsseldorf, IVW-geprüfte Auflage 

Gedruckt auf vollkommen chlorfrei gebleichtem 

Papier (TCP) mit schwermetallfreien Farben.

GIESSEREI Special 02/2017

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