SB_15.859N_11-2

2011
Abschlussbericht
DVS-Forschung
Auftragschweißen von
nanokristallin erstarrenden
Eisenbasiswerkstoffen auf
Aluminiumsubstraten
mittels geregelter
Kurzlichtbogentechnik

Auftragschweißen von
nanokristallin erstarrenden
Eisenbasiswerkstoffen auf
Aluminiumsubstraten mittels
geregelter Kurzlichtbogentechnik
Abschlussbericht zum Forschungsvorhaben
IGF-Nr.: 15.859 N
DVS-Nr.: 03.085
TU Berlin, Füge- und Beschichtungstechnik
Förderhinweis:
Das IGF-Vorhaben Nr.: 15.859 N / DVS-Nr.: 03.085 der Forschungsvereinigung Schweißen und
verwandte Verfahren e.V. des DVS, Aachener Str. 172, 40223 Düsseldorf, wurde über die AiF im
Rahmen des Programms zur Förderung der industriellen Gemeinschaftsforschung (IGF)
vom Bundesministerium für Wirtschaft und Energie aufgrund eines Beschlusses des Deutschen
Bundestages gefördert.

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Die Deutsche Nationalbibliothek verzeichnet diese Publikation in der Deutschen
Nationalbibliografie; detaillierte bibliografische Daten sind online abrufbar
unter: http://dnb.dnb.de
© 2010 DVS Media GmbH, Düsseldorf
DVS Forschung Band 184
Bestell-Nr.: 170293
ISBN: 978-3-96870-183-7
Kontakt:
Forschungsvereinigung Schweißen
und verwandte Verfahren e.V. des DVS
T +49 211 1591-0
F +49 211 1591-200
forschung@dvs-hg.de
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vorbehalten. Ohne schriftliche Genehmigung des Verlages sind Vervielfältigungen, Mikroverfilmungen und die
Einspeicherung und Verarbeitung in elektronischen Systemen nicht gestattet.

Schlussbericht
der Forschungsstelle(n)
Nr. 1 von 1, TU Berlin, Füge- und Beschichtungstechnik
zu dem über die
im Rahmen des Programms zur
Förderung der industriellen Gemeinschaftsforschung und -entwicklung (IGF)
vom Bundesministerium für Wirtschaft und Technologie
aufgrund eines Beschlusses des Deutschen Bundestages
geförderten Vorhaben 15.859 N
Auftragschweißen von nanokristallin erstarrenden Eisenbasiswerkstoffen auf Aluminiumsubstraten
mittels geregelter Kurzlichtbogentechnik
(Bewilligungszeitraum: 01.11.2008 - 30.04.2011)
der AiF-Forschungsvereinigung
Schweißen
Berlin, den 05.08.2011
Ort, Datum
Prof. Dr.-Ing. habil. Johannes Wilden
Name und Unterschrift des/der Projektleiter(s)
an der/den Forschungsstelle(n)
0910

Danksagungen
Die Untersuchungen wurden aus Haushaltsmitteln des Bundesministeriums für Wirtschaft
und Technologie (BMWi) über die Arbeitsgemeinschaft industrieller Forschungsvereinigungen
„Otto von Guericke“ e.V. (AiF) (AiF-Nr. 15.859 N/1) gefördert und Forschungsvereinigung
Schweißen und verwandte Verfahren e. V. des DVS unterstützt. Für
diese Förderung und Unterstützung sei herzlich gedankt.
Wir danken gleichzeitig den Mitgliedern des projektbegleitenden Ausschusses für die
technische Unterstützung, die Bereitstellung von Probenmaterial und die intensiven Diskussionen:
Name
Herr Dr. Frank Schreiber
Herr Renè Herrmann
Herr Marc Hübner
Herr Dirk Becker
Herr Robert Völkl
Herr Steffen Petrauschke
Herr Olaf Penning
Herr Andreas Duda
Herr Jürgen Kotschate
Herr Martin Rothmann
Herr Andreas Pelz
Firma
Durum Verschleiß-Schutz GmbH
Brückner & Galley Motoreninstandsetzung GmbH
EWM Hightech Welding GmbH
Manfred Narr GmbH
Völkl Motorentechnik GmbH
Wilhelm Schmidt GmbH
Welding Alloys Deutschland GmbH
Berolina Metallspritztechnik Wesnigk GmbH
Metallwerk Oetinger Berlin-Tempelhof GmbH
PTW Group Germany
Corodur Verschleiß-Schutz GmbH
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Zusammenfassung
Durch Energieeinsparungsforderungen und durch die kontinuierliche Weiterentwicklung der Aluminiumtechnologie,
wächst die technische Bedeutung von Aluminium immer weiter an. Problematisch
beim Einsatz von Aluminium ist die geringe Härte und damit verbunden der geringe Widerstand
gegen Verschleiß. Eine intelligente Lösung für einen partiellen Verschleißschutz ist das
Auftragschweißen. Das Auftragschweißen von Stahl auf Aluminium wird gegenwärtig in der Literatur
als nicht möglich betrachtet [31]. Doch neueste Entwicklungen in der Werkstofftechnologie
und Schweißtechnik besitzen das Potential für eine solche Beschichtung. Die geregelte Lichtbogentechnik
erlaubt einen gezielten Wärmeeintrag in das Substrat. Neuartige Eisenbasislegierungen
begünstigen eine nanokristalline Erstarrung.
In der vorliegenden Forschungsarbeit werden die Einflüsse der eingesetzten Verfahrenstechnik
und Legierungszusammensetzung analysiert. Dazu wurden zunächst unterschiedliche Legierungszusammensetzungen
mittels geregeltem Lichtbogen hinsichtlich ihrer Metallurgie und der
grundsätzlichen Eignung zum Beschichten charakterisiert. Der Einfluss der Legierungselemente
auf Phasensaumbreite, Aufmischgrad, Wärmeeinflusszone, Verschleißverhalten sowie Mikrohärte
und Rissbildung konnten herausgearbeitet werden. Es wurde gezielt eine quantitative Bewertung
der Eigenschaften angestrebt, um die verschieden legierten Auftragwerkstoffe zu bewerten.
Es wurde deutlich, dass Bor und Chrom die Härte und damit auch die Verschleißbeständigkeit
der Beschichtungen erhöhen. Aluminium hingegen verringert zwar den Aufmischgrad der
Schicht, jedoch erhöht ein Zusatz von Aluminium auch die Gefahr der Rissbildung in der Schicht.
In Absprache mit dem projektbegleitenden Ausschuss wurde eine Legierungsauswahl für die
anschließende Panzerung geeigneter Beschichtungstechnologien (geregelte Impulslichtbogen
mit Vor- und Nachwärmen) durchgeführt. Schließlich wurden an beschichteten Proben Verschleißuntersuchungen
durchgeführt.
Das Ziel des Vorhabens wurde erreicht.
Prof. Dr.-Ing. habil. J. Wilden
Verantwortlicher Projektleiter
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Inhaltsverzeichnis
1 Einleitung ..................................................................................................................... 6
2 Wissenschaftlich-technische und wirtschaftliche Problemstellung....................... 8
2.1. Motivation ...........................................................................................................................9
2.2. Zielstellung .......................................................................................................................10
3 Stand der Technik ..................................................................................................... 13
3.1 Verschleiß: Definition und Arte .........................................................................................13
3.2 Auftragschweißverfahren..................................................................................................15
3.3 Zusatzwerkstoffe zum Auftragschweißen.........................................................................18
3.4 Auftragschweißen auf Aluminium .....................................................................................20
3.5 Geregelte Lichtbogenverfahren ........................................................................................21
3.5.1 Der coldArc®-Prozess ..................................................................................................22
3.5.2 Der CP (Cold Prozess)-Prozess ...................................................................................24
3.6 Eisen-Aluminium-System .................................................................................................26
4 Vorgehensweise ........................................................................................................ 29
5 Versuchsdurchführung............................................................................................. 31
5.1 Auswahl des Substratswerkstoffes...................................................................................31
5.2 Auswahl der Zusatzwerkstoffe..........................................................................................32
5.3 Auswahl des Schutzgases................................................................................................34
5.4 Anlagentechnik .................................................................................................................34
5.4.1 Handhabungssystem....................................................................................................34
5.4.2 Schweißstromquellen ...................................................................................................35
5.4.3 Erfassung und Aufnahme der Messwerten..................................................................36
6 Ergebnisse und Diskussion ..................................................................................... 38
6.1 Auftragschweißungen mit unterschiedlichen Lichtbogenverfahren ..................................38
6.1.1 Risse und intermetallischer Phasensaum.....................................................................39
6.2 Auftragschweißen mit Vorwärmen....................................................................................42
6.3 Untersuchungen mit unterschiedlichen Fülldrähten..........................................................46
6.3.1 Spritzen und Risse........................................................................................................46
6.3.2 Poren ............................................................................................................................49
4

6.3.3 Intermetallischer Phasensaum .....................................................................................51
6.3.4 Mikrohärte.....................................................................................................................56
6.4 Entwicklung der Puffer- und Auftragswerkstoffe...............................................................57
6.4.1 Pufferschichten.............................................................................................................57
6.4.2 Auftragswerkstoffe........................................................................................................60
6.5 Vermeiden von Schweißfehlern am Nahtanfang und –ende ............................................65
6.6 Auftragschweißungen mit Pufferschichten .......................................................................66
6.6.1 Risse.............................................................................................................................68
6.6.2 Poren ............................................................................................................................69
6.6.3 Intermetallischen Phasesaum.......................................................................................70
6.6.4 Härteprüfung.................................................................................................................71
6.7 Vor- und Nachwärmen......................................................................................................73
6.7.1 Auftragschweißungen mit Pufferschicht .......................................................................75
6.7.2 Auftragschweißungen ohne Pufferschicht ....................................................................77
6.8 Verschleißmessung ..........................................................................................................79
6.9 Nanokristallin Erstarrung der Fe-Basis Schicht ................................................................80
7 Schlussfolgerungen.................................................................................................. 82
7.1. Wissenschaftlich-technologischer Nutzen ........................................................................82
7.2. Wirtschaftlicher Nutzen.....................................................................................................83
7.3. Industrielle Anwendungsmöglichkeiten.............................................................................83
8 Zusammenfassung und Ausblick ............................................................................ 85
9 Publikationen............................................................................................................. 89
9.1 Veröffentlichungen............................................................................................................89
9.2 Vorträge............................................................................................................................89
10 Verzeichnisse ............................................................................................................ 90
10.1 Literaturverzeichnis ..........................................................................................................90
10.2 Abbildungsverzeichnis......................................................................................................94
10.3 Tabellenverzeichnis..........................................................................................................97
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1 Einleitung
In heutigen Anwendungen der industriellen Fertigung sind Bauteile vielfältigen Belastungen ausgesetzt.
Besonders dem Verschleiß kommt hier ein besonderer Stellenwert zu, da dieser einen
hohen Einfluss auf die Lebensdauer des Bauteils hat. Der Verschleißmechanismus Abrasion
wirkt dabei im hier betrachteten Kontext am stärksten. Das verschleißbedingte Versagen eines
Bauteils verursacht in den überwiegenden Fällen hohe Folgekosten. Diese entstehen vor allem
durch Produktionsausfälle, Instandsetzungs- oder Neubeschaffungskosten. Moderne Beschichtungs-
und Automatisierungstechniken können im Zusammenspiel zur wirtschaftlichen Reduzierung
der anfallenden Kosten genutzt werden. Damit geht auch eine Effektivierung des gesamten
Fertigungs-, Betriebs- und Instandhaltungsprozesses einher. Die starken Fortschritte der Automatisierungstechnik
in den letzten Jahrzehnten schaffen im Zusammenhang mit leistungsfähigen,
angepassten Beschichtungstechniken wirtschaftliche Werkzeuge. Auch durch immer höhere
Präzision und die vielfältigen Möglichkeiten der Steuerungs- und Messtechnik erschließen sich
diesen neue Einsatzgebiete. Bekannte Technologien, die bereits breite Verwendung im Verschleißschutz
von stark beanspruchten Bauteilen der Stahl-, Agrar- oder chemischen Industrie
Anwendung finden, müssen modifiziert werden. Die Erweiterung des Anwendungsspektrums
erfordert prozesstechnische Untersuchungen und Anpassungen der Prozessstrategie an die veränderten
Einsatz- und Umgebungsbedingungen.
Als Querschnittstechnologie wird das Auftragschweißen in nahezu allen Industriebereichen direkt
oder indirekt über beschichtete Teile eingesetzt. Steigende Anforderungen an einen verminderten
Kraftstoffverbrauch, geringeren Unterhaltskosten und höherer Leistungsdichte von Fahrzeugen
zwingen Hersteller quer durch alle Bereiche zu Masseeinsparungen. In der gegenwärtigen
Energiesituation, wo die Problematik der in absehbarer Zeit zu Ende gehenden fossilen Energieträger
immer stärker in die öffentliche Diskussion dringt, schärft sich immer mehr das Bewusstsein
zur Energieeinsparung und bestimmt infolge das Denken und Handeln. Es ist ein Artefakt
der Gegenwart. Ein weiterer wichtiger Punkt in der öffentlichen Debatte ist die CO 2 -Emission von
Kraftfahrzeugen, welcher als wichtiger Grund für die Klimaerwärmung gesehen wird. Heutige
Verbrennungskraftmaschinen in Kraftfahrzeugen aller Art haben prinzipbedingt eine deutliche
CO 2 -Emission, da die Umsetzung der chemischen in mechanische Energie aus Kohlenwasserstoffen
generiert wird. Um den Energieverbrauch von Fahrzeugen zu senken, ist die Reduzierung
der Fahrzeugmasse ein wichtiger Aspekt. Ein starker Handlungsdruck entsteht durch die genannten
Argumente auf Industrie und Wissenschaft, hier sind in kurzer Zeit effektive Lösungen
zu finden.
6

Die steigenden Anforderungen an den Fahrzeugbau und anderen Konstruktionen hinsichtlich
Unterhaltskosten und Umweltverträglichkeit zwingen die Hersteller zunehmend zu Leichtbaukonstruktionen.
Neben neuartigen hochfesten Stahlwerkstoffen kommen vor allem Al-Werkstoffe
zum Einsatz. Al-Guss und Al-Knetlegierungen sind seit Jahrzehnten im Leichtbau etabliert. Gilt
es Bauteilen aus solchen Materialien einen partiellen Verschleißschutz (Ventilsitze, Lagersitze
usw.) zu realisieren, kommen häufig Inlays aus verschleißbeständigeren Werkstoffen zum Einsatz.
Der Forderung nach Energieeinsparungen quer durch alle Bereiche des Lebens führt zu einem
vermehrten Einsatz von Aluminiumlegierungen. Doch gerade ihre Verschleißbeständigkeit ist
deutlich schlechter im Vergleich zu Stahlwerkstoffen. Eine ideale Lösung wäre eine Auftragschweißung
an den Verschleißstellen aus hochfesten verschleißbeständigen Eisenbasiswerkstoffen
durchzuführen. Das Auftragschweißen von Stahl auf Aluminium wird gegenwärtig in der
Literatur als nicht möglich betrachtet [31]. Doch neueste Entwicklungen in der Werkstofftechnologie
und Schweißtechnik besitzen das Potential für eine solche Beschichtung. Jüngste Werkstoffentwicklungen
haben dazu geführt, dass einige Eisenbasiswerkstoffe verfügbar sind, die
feinst- bis nanokristallin erstarren. Diese Werkstoffe zeigen eine hohe Verschleißbeständigkeit
sowie eine extrem geringe Wärmeleitfähigkeit, was eine Verwendung als Verschleißschutz- bzw.
Wärmedämmschicht möglich erscheinen lässt. Beim Beschichten von Al-Legierungen mit Eisenbasiswerkstoffen
stellt die Bildung spröder intermetallischer Phasen ein Problem dar. Geregelte
Kurzlichtbogentechnik ermöglicht hier jedoch einen definierten Energieeintrag, so dass das Aufschmelzen
des Grundwerkstoffes minimiert und die Bildung der Phasen weitgehend unterdrückt
werden kann.
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2 Wissenschaftlich-technische und wirtschaftliche Problemstellung
Durch Energieeinsparungsforderungen und durch die kontinuierliche Weiterentwicklung der Aluminiumtechnologie,
wächst die technische Bedeutung von Aluminium immer weiter an. Aluminium
ist aus der Automobilbranche, sowie beispielsweise auch der Luftfahrttechnik nicht mehr
wegzudenken. Problematisch beim Einsatz von Aluminium ist die geringe Härte und damit verbunden
der geringe Widerstand gegen Verschleiß. Sollen derartige Belastungen realisiert werden,
wird aktuell meist die entsprechende Baugruppe oder das Bauteil aus Stahl gefertigt.
Neben innovativen hochfesten Stahlwerkstoffen kommen gegenwärtig vermehrt Aluminium und
Magnesiumlegierungen zum Einsatz. Bei der Reduzierung von Massen in statischen wie dynamischen
Systemen darf es jedoch nicht dazu kommen, dass die äußeren Lasten, die zulässigen
Spannungen der Bauteile mit den geforderten Sicherheiten überschreiten. Der Leichtbau und
insbesondere der Ultraleichtbau ermöglichen deutliche Massereduzierungen in bestehenden
Konstruktionen. Leichtbauwerkstoffe bewirken eine Gewichtsreduzierung, doch insbesondere
ihre Verschleißeigenschaften im Vergleich zu Stahlwerkstoffen sind deutlich schlechter. An diesem
Punkt wird klar, dass eine intelligente Kombination von Leichtbauwerkstoffen wie z.B. Aluminiumlegierungen
mit Eisenbasiswerkstoffen eine deutliche Verlängerung der Laufzeiten ermöglicht.
Eine solche Kombination kann das Beschichten von Aluminiumsubstraten mit hochlegierten
Eisenbasiswerkstoffen durch Auftragschweißen sein.
Eine aktuelle Problemstellung im heutigen Automobilbau ist der Betrieb von Verbrennungsmotoren
mit unterschiedlichen Kraftstoffen. Soll ein Motor mit Benzin und Erdgas angetrieben werden,
so ergibt sich z.B. für die Ventilsitze im Erdgasbetrieb ein höherer Verschleiß im Vergleich zum
Benzinbetrieb. Ursache ist die fehlende „Dämpfungswirkung“ des Erdgases, wenn das Ventil
gegen den Ventilsitz schlägt. Eine Minderung der Laufzeit des Zylinderkopfes ist die Folge. Die
Hersteller müssen an der Stelle höherwertige Zylinderköpfe fertigen, damit beide Antriebsarten
realisiert werden können. Dies bedeutet höhere Fertigungskosten und somit höhere Fahrzeugkosten.
Um im Bereich des Ventilsitzes den erhöhten Verschleißbeanspruchungen entgegen zu
wirken, werden Einsätze aus verschleißbeständigen Stahlwerkstoffen in die, aus einer Aluminiumgusslegierung
gefertigten Zylinderköpfe, eingepresst. Damit verbunden muss in der Konstruktion
Bauraum für den Einpreßling vorgesehen werden und eine Übermaßpassung gefertigt werden,
welche den Thermozyklen im Betrieb standhalten muss. Dies verursacht Kosten und verlängert
die Produktionszeit deutlich. Eine intelligentere Lösung für den partiellen Verschleißschutz
wäre eine Auftragschweißung. Jedoch muss für eine praktische Umsetzung die Problematik
der Bildung intermetallischer Phasen im Interface Beschichtung/Grundwerkstoff und die
Größe des Schmelzbades während des Beschichtungsprozesses beherrscht werden. Gerade die
8

Problematik der thermischen Spannungen während des Betriebs im Interface führt bei Nichtbeherrschen
zum Versagen des Bauteils Somit stellen Leicht- und Verbundkonstruktionen neue
Anforderungen an die Schweißtechnik, die mit konventionellen Schweißprozessen nicht erfüllt
werden können.
2.1. Motivation
Um Aluminiumlegierungen vor Verschleiß und Korrosion zu schützen, ist eine Vielzahl von Oberflächenverfahren
in verschieden Ausführungen bereits verfügbar. Nichtmetallische Überzüge wie
Lacke und Deckfarben dienen zur Erhöhung der chemischen Beständigkeit und der Witterungsbeständigkeit
sowie als Isolation bei Mischbauweise. Einen ausreichenden Schutz bieten sie nur,
wenn das Anstrichmittel einen festhaftenden gegen mechanische Verletzungen genügend harten
aber auch elastischen, rissfreien Schutzfilm gewährleistet.
Steigen die mechanischen Beanspruchungen an die Oberfläche werden metallische Überzüge
verwendet. Das Plattieren erfolgt abhängig vom Einsatzzweck. So wird mit Aluminium, Kupfer,
nichtrostenden Stählen, Zinn, Zink, Blei oder Kadmium plattiert. Das Galvanisieren findet z.B. für
Aluminiumzylinder in Verbrennungsmotoren Anwendung, wo es sich als das am besten geeignete
Verfahren gegenüber den hohen mechanischen Belastungen aber auch den Thermozyklen
vielfach durchgesetzt hat.
Große Bedeutung hat das Aufspritzen von Stahl auf Aluminiumlegierungen erlangt. Im Bereich
des Motorenbaus für Ventilsitze, Zylinderlaufflächen und als Gleitschicht auf Lagerflächen hat
sich das Metallspritzen etabliert. Auch bei anderen Konstruktionen, bei denen Verschleißbeanspruchung
durch gleitende Reibung auftritt, ist es häufig anzutreffen. Es hat den Vorteil, dass nur
bestimmte Teile des Werkstückes lokal behandelt werden können. Ungeeignet sind Spritzschichten,
wenn Schlag oder Walken auftreten, da ihre Güte und Haftfestigkeiten am Substrat nicht
ausreichen.
Eine Kurzübersicht der Oberflächenverfahren zum Schutz von Aluminiumlegierungen ist in Tabelle
2.1 zu sehen.
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Tabelle 2.1: Übersicht der Oberflächenverfahren zum Schutz von Alu-Legierungen [43]
Für das Beschichten der Alu-Bauteile ist es notwendig, neue Prozesse zu entwickeln, die extrem
wenig Energie beim Schweißprozess in den Grundwerkstoff einbringen. Solch eine neue Technologie
ist die geregelte Lichtbogentechnik. Ihre Entwicklung begann in den 80er Jahren des
zurückliegenden 20. Jahrhunderts und wurde in den letzten Jahren zur Serienreife von verschiedenen
Herstellern entwickelt. Sie stellt eine preiswerte Möglichkeit dar, manuell wie auch vollautomatisiert
Auftragschweißungen herzustellen. Die Bildung spröder intermetallsicher Phasen
kann somit begrenzt werden. Grundlage für dieses Potential ist der leistungskontrollierte Wärmeeintrag
in den Grundwerkstoff. Neuartige Beschichtungswerkstoffe aus der Werkstofftechnologie
auf Eisenbasis eröffnen neuartige Eigenschaften, da sie eine nanokristalline Erstarrung begünstigen.
Außer einem hohen Verschleißschutz bieten sie je nach Gefügestruktur geringe Wärmeleitfähigkeiten,
wie sie bisher nur von keramischen Wärmedämmschichten bekannt sind.
2.2. Zielstellung
Das Auftragschweißen von Eisenbasiswerkstoffen auf Aluminiumsubstraten mittels der geregelten
Lichtbogentechnik stellt ein innovatives kostengünstiges Oberflächenverfahren für
10

den Korrosions- und Verschleißschutz von Aluminiumwerkstoffen dar. Neueste Entwicklungen
aus dem Bereich der Werkstofftechnologie bringen einzelne Eisenbasiswerkstoffe für die Fülldrahtanwendung
hervor, die feinst- bzw. nanokristallin erstarren auch bei relativ geringen Abkühlraten.
Erreicht wird dies durch Hinzugabe von Legierungselementen, welche die Keimbildungsrate
signifikant erhöhen. Diese Werkstoffe besitzen das Potential hohe Verschleißbeständigkeit
und eine geringe Wärmeleitfähigkeit zu erzielen. Das Beschichten von Aluminiumwerkstoffen mit
derartigen Auftragstoffen mittels der geregelten Lichtbogentechnik ist neuartig. Bislang kann auf
keine systematischen Untersuchungen zurückgegriffen werden.
In einem ersten Schritt steht die Beherrschung des Prozesses im Vordergrund. Es ist erforderlich,
Kenntnisse über die Prozesszusammenhänge zu gewinnen. Damit z.B. die Ausbildung des
spröden intermetallischen Phasensaumes auf unter 5μm begrenzt werden kann, so dass die
Haftzugfestigkeiten der Verbindung ausreichend groß genug sind, um thermische Spannungen
im Interface während des Betriebs nicht so weit ansteigen zu lassen, dass es zur Rissbildung
und damit zum Versagen des Bauteils kommt. Hierfür sind die Schweißparameter der Stromquellen
und Parameter wie z.B. Brennerstellung, freies Elektrodenende (Stick Out), Art des Schutzgases,
Schweißgeschwindigkeit, und Drahtfördergeschwindgikeit auf ihre Effekte und Wechselwirkungen
hin systematisch zu analysieren.
Wenn Aluminiumsubstrate mit Eisenbasiswerkstoffen beschichtet werden sollen, stellt der Energieeintrag
ein wichtiges Kriterium dar. Denn er steht im Zusammenhang mit der Ausbildung des
intermetallischen Phasensaums. Unterschiedliche Lichtbogenarten bewirken unterschiedliche
Energieeinträge. Im Bereich der leistungskontrollierten MSG-Verfahren existieren unterschiedliche
Umsetzungsvarianten zur Verminderung des Energieeintrags. Meist wird der Kurzlichtbogen
als Grundlage verwendet und entsprechend modifiziert z. B. coldArc- oder CMT-Prozess. Es gibt
Hersteller, die einen modifizierten Impulslichtbogen verwenden. Deshalb ist es Ziel dieses Forschungsprojektes
einen modifizierten Kurzlicht- und einen modifiziertes Impulslichtbogenprozess
zu untersuchen, um Erkenntnisse zu gewinnen, welcher besser für den betrachteten Beschichtungsprozess
geeignet ist.
Ziel des Forschungsprojektes ist das Erarbeiten einer Beschichtungstechnologie zum Auftragschweißen
nanokristallin erstarrender Eisenbasiswerkstoffe auf Aluminiumsubstraten mittels e-
nergiereduzierter Kurzlichtbogentechnik. Das Auftragschweißen von eisenbasierten Hartlegierungen
auf Aluminiumsubstraten zum Verschleißschutz bedeutet das Schmelzschweißen zweier
Werkstoffe mit unterschiedlichen physikalischen Eigenschaften und deutlich eingeschränkter
Erfüllung der Löslichkeitsbedingungen für Metalle. Mit den konventionellen Lichtbogenprozessen
des Metallschutzgasschweißens wird man den Anforderungen an diesen Schmelzschweißpro-
11

zess aufgrund der Bildung intermetallischer Al x Fe y -Phasen und dem herrschenden Schmelzbadvolumen
nicht gerecht. Mithilfe des minimierten Wärmeeintrags der sogenannten „kalten“ Lichtbogenfügeprozesse
können die Schmelzbadgröße minimiert und hohe Abkühlgeschwindigkeiten
erzielt werden, so dass den Ursachen der Nichtschweißbarkeit von Eisen und Aluminium entgegen
gewirkt werden kann.
Die Verwendung neuartiger Eisenbasislegierungen bietet eine nanokristalline Erstarrung, welche
verbesserte Verschleiß- und Wärmedämmeigenschaften der Auftragschicht ermöglicht.
Eine deutliche Minimierung des spröden intermetallischen Al x Fe y -Phasensaumes auf unter 10µm
in der Grenzfläche Grundwerkstoff-Auftragschicht ist für die Schichthaftung und Gebrauchseigenschaften
von entscheidender Bedeutung. Sie resultiert aus einem verringerten Wärmeeintrag
und den damit verbundenen hohen Temperaturgradienten, so dass thermodynamisch die Ursache
zur Bildung intermetallischer Al x Fe y -Phasen erheblich begrenzt wird.
Eine zeitnahe Umsetzung der Ergebnisse in die Praxis ist auf Grund des Bedarfes an verschleißbeständigen
Funktionsschichten auf Aluminiumoberflächen insbesondere im Hinblick auf
Masseeinsparungen zum Beispiel im Armaturen- und Fahrzeugbau zu erwarten. Weiterhin sprechen
eine leichte Handhabung, die robuste Technologie und die im Verhältnis zu anderen Beschichtungsverfahren
günstigen Anschaffungs- und Betriebskosten für das Auftragschweißen
mittels energiereduzierter Lichtbogentechnik.
12

3 Stand der Technik
3.1 Verschleiß: Definition und Arte
Maschinenelemente unterliegen im industriellen Einsatz starken Belastungen. Je nach Werkstoff
ergeben sich daraus unterschiedlich starke Beanspruchungen. Mechanische, thermische und
tribologische Beanspruchungen stellen die Hauptbelastungen dar.
Mechanische Beanspruchungen infolge von Kräften und Momenten erzeugen Druck-, Zug-, Biege-
oder Torsionsspannungen. Welche je nach Belastungsfall auch eine Superposition bilden
können. Es resultieren daraus stets elastische Formänderungen des belasteten Körpers. Im Extremfall
treten plastische Veränderungen oder gar der Bruch ein. Ein Versagen des Bauteils ist
die Folge. Da nach Bernoulli über den gesamten Querschnitt des Körpers die Kräfte und Momente
übertragen werden, wirken sich die Belastungen auf das ganze Bauteil aus. Tribologische Beanspruchungen
wirken im Gegendazu der Oberfläche des Körpers. An den Stellen wo er mit anderen
Gegenkörpern interagiert.
Definition von Verschleiß nach DIN50230:
Verschleiß ist der fortschreitende Materialverlust an der Oberfläche eines festen Körpers, hervorgerufen
durch mechanische Ursachen, das heißt Kontakte und Relativbewegungen eines
festen, flüssigen oder gasförmigen Gegenkörpers.
Ursache für Verschleiß sind die Kontaktbedingungen der Oberflächen von Körpern. Wird eine
Reduzierung des Verschleißes angestrebt, so müssen die Kontaktflächen geschützt werden. Die
Verschleißbeständigkeit ist keine skalare Größe wie die Härte. Sie ist eine Systemeigenschaft
des jeweiligen tribologischen Systems. Das Verschleißverhalten der beteiligten Körper wird durch
Kenngrößen bestimmt (Tabelle 3.1). Es wird zuerst zwischen Volumen- und Oberflächeneigenschaften
und dann zwischen Form- und Stoffeigenschaften unterteilt.
Tabelle 3.1: Übersicht der Kenngrößen von tribologischen Systemen nach [43]
13

Die Interaktionen in Verbindung mit den Eigenschaften der Verschleißpartner führen zum Verschleiß.
Sie sind von Bedeutung. In Abbildung 3.1 ist die Einteilung der Wechselwirkungen zu
sehen.
Abbildung 3.1: Darstellung der Verschleißmechanismen nach [43]
Durch Adhäsion werden auf Atomebene Verbindungen zwischen Grund- und Gegenkörper geschlossen
und durch Relativbewegung der Partner wieder getrennt (auch „Fressen“ genannt). Es
stellt das Haften der Reibpartner aneinander dar. Wird diese atomare Verbindung aufgelöst, so
werden Elemente diverser Größenordnung von Atom über einzelne Kristallite bis zu Schichtbereichen
aus den Körpern herausgerissen.
Ein erstes Hilfsmittel stellt die Verwendung von Schmierstoffen zwischen den Kontaktflächen der
Reibpartner dar. Ist der Einsatz dieses Hilfsmittel nicht möglich, kann durch geschickte Werkstoffauswahl
der Verschleißpartner die Adhäsionswirkung gemindert werden. Die Reibzahl μ in
ihren vielen Varianten ist ein Richtwert für die Adhäsionsneigung der Reibpartner nach [43].
Verschleiß durch Tribooxidation entsteht durch chemische Reaktion der Reibpartner oder durch
Reaktion der Partner mit den umgebenden Medien. Die Vermeidung wird durch Verwendung von
Nicht- oder Edelmetallen ermöglicht als Reibpartner und durch Abschirmung vor oxidierenden
Umgebungsmedien.
Die Abrasion als häufigster Verschleißmechanismus ist Ursache für Bauteilausfälle und hohen
Instandhaltungskosten z. B. im Bergbau. Abrasiver Verschleiß ist die Mikrozerspanung des
Grund- und Gegenkörpers. Oberflächenrauheiten und ärtedifferenzen der Reibpartner rufen sie
hervor. Die Rauheiten des „härteren“ Reibpartners wirken im irekten Kontakt der Oberflächen als
eine unbestimmte Anzahl von „Mikroschneiden“, die den „weicheren“ Reibpartner zerspanen
[43]. Eine Verminderung der Abrasion wird nur durch Härteerhöhung des zu schützenden Reib-
14

partners realisiert. Cr-, Ti- und Nb-karbidhaltige Werkstoffe werden gegenwärtig vor abrasiven
Verschleiß zu meist verwendet.
Als letzter Verschleißmechanismus sei die Oberflächenzerrüttung genannt. Sie erklärt sich aus
wechselnden Belastungen der Oberfläche (κ im Intervall [-1; 0[ ). Reibkräfte oder durch die im
Betrieb des Körpers auftretenden Belastungen rufen diese hervor. Die Belastungen führen zur
Materialermüdung und so zur Rissbildung. Die entstehenden Mikrorisse schwächen die Oberfläche
und führen bei vermehrtem Auftreten zum Abtrennen einzelner Partikel oder aber ganzer
Schichten. Das Mikrorisswachstum kann bei fehlender Mikrostützung zu Makrorissen führen, die
in einem Bauteilversagen durch Bruch resultieren.
Nach DIN 1910-100 werden Beschichtungen durch Auftragschweißen in drei Arten unterteilt. Die
Gliederung richtet sich dem Hauptverwendungszweck. Man gliedert in Panzer-, Plattierund Pufferschichten.
Somit werden die Beschichtungsarten als Schweißpanzern, Schweißplattieren und
Puffern bezeichnet [44]. Panzerschichten werden bei abrasivem Verschleiß eingesetzt. Plattierschichten
dienen der Erzeugung von chemisch beständigeren Oberflächen als die des Grundwerkstoffes
und schützen so vor Tribooxidation. Pufferschichten werden aufgetragen, wenn artfremde
Werkstoffe verbunden werden sollen. Sie sind gleichermaßen verbindbar mit Zusatz- und
Grundwerkstoff. Heute können Funktionsflächen wirksam vor Verschleiß und Korrosion geschützt
werden, wenn mit auf den Prozess und die Beanspruchung abgestimmten Werkstoffen
gearbeitet wird.
3.2 Auftragschweißverfahren
Definition der Auftragschweißung nach DIN 1910-Teil 10:
Durch Auftragschweißen hergestellte Beschichtungen bestehen aus der aufgetragenen Schicht,
der Schmelzlinie (nur vorhanden, wenn Werkstoff aufgeschmolzen wird), der Wärmeeinflusszone
(nur vorhanden, wenn durch die beim Schweißen eingebrachte Energie im festen Grundwerkstoff
thermische Gefügeänderungen aufgetreten sind) und dem unbeeinflussten Grundwerkstoff (Abbildung
3.2).
15

Abbildung 3.2: Schematische Darstellung der Auftragschweißung nach DIN 1910-10 [44]
Zum Beschichten von Substraten durch Schweißen werden großteils dieselben Verfahrensprinzipien
angewendet wie beim Verbindungsschweißen. Unterschiede bestehen in den Schweißparametern,
der Schweißausführung und den Zusatzwerkstoffen. Auftragschweißverfahren werden
in Press- und Schmelzschweißverfahren nach DIN 1910 eingeteilt (Abbildung 3.3). Entsprechend
des physikalischen Ablaufs wird das angewendete Prinzip in dieser Arbeit dem Schmelzschweißen
zugeordnet. Industriell werden zur Herstellung von hochverschleißbeständigen Schutzschichten,
je nach Fertigungsbedingungen und Verfügbarkeit das Autogenschweißen, das Lichtbogenhandschweißen,
das Metall-Schutzgas- (MSG), das Open-Arc (OA)- und das Plasma-
Pulver-Auftragschweißen (PTA) verwendet. Diese werden manuell, mechanisiert oder vollautomatisiert
angewendet.
Das Autogen-Auftragschweißen mit Wolfram-Schmelzcarbid-Pulver (WSC) und/oder WSCgefüllten
Röhrchenstab oder umhülltem Kernstab stellt nach wie vor ein weltweit wichtiges Verfahren
dar. Wegen der einfachen Handhabung und Aufbaus wird es weltweit auch unter schwierigen
Bedingungen eingesetzt. Geringste Aufmischungen sind sein Hauptvorteil. Es wird mit
neutraler Flamme gearbeitet. Es eignet sich sehr gut, lokale Panzerungen auf die Beanspruchungsflächen
aufzutragen bei z.B. Bohrkronen oder Meißeln. Bei größeren Flächen wird es zunehmend
durch das MSG-Schweißen ersetzt.
Das Lichtbogenhandschweißen mit Hartlegierungen und WSC-gefüllten Röhrchenelektroden ist
wegen seiner einfachen und robusten Handhabung ebenfalls stark verbreitet. Für großflächige
Auftragschweißungen wie z.B. Walzen wird das MSG- bzw. Open-Arc- und PTA-
Auftragschweißen verwendet. Die Schichtdicke beim MSG-Schweißen liegt zwischen 3- 5mm.
Heute wird zunehmend die Variante des Impulslichtbogens für das MSG-Schweißen eingesetzt.
16

So kann der Schweißprozess verbessert, die Aufmischung sowie die thermische Beanspruchung
verringert werden.
Das PTA-Schweißen hat in den letzten Jahren im Zuge der fortschreitenden Automatisierung in
der Fertigung sowie der Qualitätssicherung an Bedeutung gewonnen. Es können verfahrensbedingt
qualitativ hochwertige Schutzschichten mit Aufmischungsgraden bis zu unter 10% erreicht
werden. Im Hochleistungsbereich kommen NiBSi-Legierungen mit 60 Gew.-% WSC zum Einsatz.
Jedoch ist es sehr aufwendig und kostenintensiv gegenüber dem Fülldrahtschweißen. Schwer
zugängliche Bereiche sind nur eingeschränkt beschichtbar [57].
Abbildung 3.3: Einteilung der Auftragschweißverfahren nach DIN 1910 [44]
Die Qualität einer Auftragschweißung wird maßgeblich vom Aufmischungsgrad bestimmt. Er gibt
das prozentuale Verhältnis von aufgeschmolzenem Substrat zum Gesamtvolumen des aufgeschmolzenen
Materials wieder und kann mittels Querschliff planimetrisch oder aber über das
Verhältnis der chemischen Analyse von reinem Schweißzusatz, Grundwerkstoff und Schweißgut,
bestimmt werden. Es wird i. A. eine geringe Aufmischung angestrebt, jedoch muss noch eine
ausreichende Anbindung zwischen Schicht und Substrat gesichert sein. Die Aufmischung ist eine
Kenngröße eines jeden Auftragschweißverfahrens. Zum Ausgleich der Aufmischung kommen
überlegierte Schweißzusätze zum Einsatz oder die Auftragschweißung erfolgt mehrlagig, um die
angestrebten Eigenschaften zu erzielen. Besonders beim Einsatz von artfremden Schweißzusätzen
sollte der Aufmischungsgrad möglichst klein sein, damit die für den Oberflächenschutz benö-
17

tigten Anteile an Legierungselementen in der Auftragsschicht erhalten bleiben. Es ist also wichtig,
die Prozessparameter so einzustellen, dass eine geringe Einbrandtiefe und somit ein geringes
Aufschmelzen des Substrates bewirkt wird.
3.3 Zusatzwerkstoffe zum Auftragschweißen
Die eingesetzten Schweißzusätze beim Auftragschweißen können in ihrer chemischen Zusammensetzung
dem Grundwerkstoff gegenüber artgleich oder artfremd sein. Artfremde Schweißzusätze
werden zum Panzern, Plattieren und Puffern benötigt.
Im schweißtechnischen Handel ist zum Schutz vor abrasivem Verschleiß heute eine Vielzahl von
Werkstoffen verfügbar. Hartlegierungen und Hartstoffe bilden die zwei wesentlichen Hauptgruppen.
Hartlegierungen bilden eine homogene Schicht aus einem harten Werkstoff, dies unterstützt
jedoch Mikrorissbildung. Hartstoffe wie Wolframkarbide werden als Fremdkörper in eine Matrix
eines weicheren Werkstoffes eingelagert.
Hartlegierungen bestehen aus diversen Komponenten. Da Hartstoffe selbst nicht an den Grundwerkstoff
gebunden werden können, ist ein Matrixwerkstoff erforderlich. Dieser Umstand liefert
aber auch den Vorteil, dass der Matrixwerkstoff eine Korrosionsbeständigkeit für die Schicht bewirken
kann. Matrixwerkstoffe sind Kobalt, Nickel und Eisen. Silizium, Bor, oder Kohlenstoff werden
ihnen als Metalloide hinzugegeben. Die Hartstoffe werden durch Hartstoffbildner wie Chrom,
Wolfram, Vanadium oder Molybdän gebildet. Metalloide und Hartstoffbildner bilden dann im
Schweißprozess Boride, Karbide oder Silizide, die eigentlichen Hartstoffe. Hartlegierungen werden
nach der Art der sich bildenden Hartstoffe als karbidische (Eisen- und Kobaltbasislegierungen)
oder boridisch-silizidische Legierungen (Nickelbasislegierungen) bezeichnet [45].
Tabelle 3.2: Einteilung der Hartlegierungen [45]
Der Anteil der Eisenbasislegierungen auf dem Markt ist in den vergangenen Jahren zunehmend
gestiegen. Ursache ist der günstige Rohstoffpreis, welcher ein immer wichtiger werdender Kostenfaktor
wird. Da Nickel- und Kobaltbasislegierungen sehr teuer sind, bilden Eisenbasislegie-
18

ungen eine preiswerte Alternative. Durch Hartstoffbildner wie Chrom, Wolfram oder Molybdän
bilden sich auch hier in Verbindung mit den o.g. Metalloiden Karbide und Boride, welche die
Hartstoffphasen der Legierung bilden. Typisch für Fe-Basislegierungen ist die geringere Korrosionsbeständigkeit
gegenüber Ni oder Co-Basislegierungen. Ihr Vorteil ist neben dem Preis in der
Verarbeitung als artgleicher Zusatzwerkstoff für eine Vielzahl von Anwendungen zu sehen. Ihre
Härte liegt je nach Legierung im Bereich zwischen 50 - 56 HRC [48]. Insofern sind sie gut für die
Instandsetzung von Werkzeugen oder zum großflächigen Beschichten geeignet. Fe-
Basislegierungen stellen eine preiswerte und qualitativ gute Alternative zu den etablierten Cooder
Ni-Basislegierungen dar [49].
Als Beschichtungswerkstoffe eröffnen neuartige nanokristallin erstarrende Fe- Basislegierungen
vollkommen neue Eigenschaftsprofile. Außer der hohen Verschleißbeständigkeit können sie abhängig
von der Gefügestruktur sehr geringe Wärmeleitfähigkeiten aufweisen, wie sie bislang nur
von keramischen Wärmedämmschichten bekannt sind. So können sie gleichfalls die Funktion
einer Wärmedämmschicht übernehmen.
Hartstoffe entstehen aus der Verbindung von Hartstoffbildnern und Metalloiden. Der Hartstoffvolumenanteil
ist entscheidend für die Härte der entstehenden Schicht. Nachteilig wirkt sich aus,
dass mit steigender Härte meist die Sprödigkeit steigt und die Verformbarkeit sinkt [46]. Häufig
werden Cr-, W- und V-Karbide bei Beschichtungen mit Hartstoffen wegen ihrer Härte und hohen
Schmelztemperatur eingesetzt. Tabelle 3.3 beschreibt die relevanten Merkmale der wichtigsten
Hartstoffe in der heutigen industriellen Anwendung.
Tabelle 3.3: relevante Merkmale der wichtigsten Hartstoffe nach [45]
Damit auf Aluminiumlegierungen verschleißfeste und korrosionsbeständige Beschichtungen mit
den oben genannten Werkstoffen mittels Lichtbogentechnik aufgebracht werden können und die
19

Rissbildung, Aufmischung, der intermetallische Phasensaum im Interface, die Schmelzbadgröße
und die während des Betriebs auftretenden thermischen Spannungen im Interface zwischen A-
luminiumsubstrat und Beschichtung beherrschbar werden, ist der Energieeintrag zu kontrollieren.
Aufgrund des kontrollierten Wärmeeintrags besitzt die leistungskontrollierte Lichtbogentechnik
das Potential, die Bildung intermetallischer Phasen zu begrenzen und die Schmelzbadgröße zu
verringern.
3.4 Auftragschweißen auf Aluminium
Im Bereich hoher Verschleißbeanspruchungen können Leichtmetalle nur über aufwendige Verbundkonstruktionen
mit Stahl eingesetzt werden. Aktuelle Entwicklungen befassen sich aus diesem
Grund mit auftraggeschweißten Beschichtungen auf Al- und Mg-Substraten [61]. Zur örtlichen
Erwärmung von Aluminium muss eine hohe Leistungsdichte im Lichtbogen vorliegen, um
die schnelle Wärmeableitung auszugleichen. Weiterhin ist zu beachten, dass die stets hochschmelzende
Oxidschicht das Benetzungsverhalten erheblich stört. Deshalb können nur
Schweißverfahren, die neben einer hohen Leistungsdichte einen kathodischen Reinigungseffekt
bewirken (MIG- oder PTA-Wechselpolung), eingesetzt werden [60]. Die bekannten Auftragschweißwerkstoffe,
inklusive der zugemischten Hartphasen, besitzen alle eine spezifische Dichte,
die deutlich oberhalb des Aluminiums liegt. Durch Beschichten würde es zu einer starken
Masseerhöhung kommen, wodurch der Gewichtsvorteil schwindet. Die Haftfestigkeit wird außerdem
meist durch spröde intermetallische Phasen gemindert.
Der Einsatz von Aluminiummatrix-Beschichtungswerkstoffen (AlSi oder AlMgMn) mit Karbidzumischungen
angepasster Dichte (TiC, SiC) führt zu einer starken Erhöhung der Verschleißbeständigkeit.
Im Abrasivverschleißtest werden die Werte gehärteter Werkzeugstähle erreicht. Die Karbide
sind gut eingebunden. Insgesamt ist bei Leichtmetallen Entwicklungsbedarf vorhanden, um
prozesssichere Beschichtungstechnologien zu entwickeln. Zur Verbesserung der Matrixfestigkeit
werden derzeit Untersuchungen zum Einsatz aushärtbarer Werkstoffvarianten durchgeführt [60].
Aluminium wird u.a. wegen seines geringen Gewichts zunehmend eingesetzt. Zum Schutz gegen
Verschleiß und Temperatureinflüsse sind dabei oftmals Auftragschweißungen nötig, wofür überwiegend
Cu- und Si-haltige Legierungen eingesetzt werden [31]. Das Sprengschweißen wird
zum Plattieren verwendet. Bei Metallkombinationen mit unterschiedlichen Schmelztemperaturen,
wo keine Mischkristalle erzeugt werden und intermetallische Phasen sich bilden sollen, wird es
vorzugsweise angewendet. Der Vorteil liegt in der Fertigung bisher noch nicht oder nur unter
hohem Aufwand herstellbarer Verbundwerkstoffe. Dazu gehören Auftragschweißungen wie Titan
20

auf Aluminium, Tantal auf Stahl und Verbindungen wie Aluminium mit Stahl [31]. Walzplattieren
wird zum Verschleiß- und Korrosionsschutz von Aluminium mit Stählen eingesetzt, weil Aluminium-Stahl
als nicht schweißbare Verbindung betrachtet wird [31].
3.5 Geregelte Lichtbogenverfahren
Im Kontext dieser Forschungsarbeit werden diejenigen Lichtbogenverfahren betrachtet, welche
einen kontrollierten Wärmeeintrag ermöglichen. Die geregelte Lichtbogentechnik besitzt das
Potential für eine kostengünstige technische Umsetzung des Auftragschweißens von verschleißbeständigen
Legierungen z.B. auf Eisenbasis auf Aluminiumsubstrate, um die Bildung intermetallischer
Phasen im Interface, die Größe des Schmelzbades während des Beschichtens und die
während des Betriebs auftretenden thermischen Spannungen im Interface zwischen Aluminiumlegierung
und Beschichtung zu beherrschen.
Die leistungskontrollierten Lichtbogenverfahren haben in den letzten Jahren Marktreife erreicht
und bieten kostengünstig die Möglichkeit, Auftragschweißungen manuell, teilmechanisiert oder
automatisiert durchzuführen. Der kontrollierte Wärmeeintrag als Schlüsselfunktion ermöglicht die
Bildung intermetallischer Phasen zu begrenzen und die Schmelzbadgröße einzuschränken.
Schon in den 80er Jahren des 20. Jahrhunderts wurde versucht den Kurzlichtbogen mit reduziertem
Wärmeeintrag zu betreiben [13]. Doch es dauerte noch einige Jahre bis ein prozesssicherer
MSG-Schweißprozess erzielt wurde. In den letzten Jahren wurden verschiedene leistungskontrollierte
Lichtbogenverfahren auf Grundlage von energiearmen Lichtbögen wie dem Kurz- oder
Impulslichtbogen entwickelt. Leistungskontrollierte MSG-Verfahren sind eine Weiterentwicklung
der konventionellen MSG-Verfahren mit dem Ziel eines verminderten Wärmeeintrags. Am Anfang
war es Ziel dünne Bleche prozesssicher zu fügen, später stand dann das Fügen im
Dünnstblechbereich (0,8 bis 0,2mm) und aktuell erweitert sich der Anwendungsfokus auf beschichtete
Bleche und Material-Mix-Verbindungen wie dem Auftragschweißen von Eisenbasiswerkstoffen
auf Aluminiumsubstrate. Von modifizierten innerhalb der Stromquelle geregelten
Kurzlichtbogenprozessen über einen mechanischen Eingriff in die Drahtfördereinrichtung bis zu
Impulslichtbogenprozessen mit Polaritätswechsel oder gepulsten Kurzlichtbogenprozessen werden
unterschiedliche Lösungsansätze verfolgt. Im Folgenden werden die ausgewählten leistungskontrollierten
MSG-Verfahren näher beschrieben werden.
21

3.5.1 Der coldArc®-Prozess
Der coldArc®-Prozess stellt eine Variante der leistungskontrollierten Lichtbogenverfahren dar.
Auf Grundlage des Kurzlichtbogens wurde ein Prozessablauf entwickelt, welcher vollkommen
innerhalb Stromquelle geregelt wird. So wird gleichfalls ein manueller Einsatz ermöglicht. Ansatzpunkt
des Prozesses für einen verminderten Wärmeeintrag, ist die aktive Einflussnahme auf
das Wiederzünden des Lichtbogens. Der Spannungsverlauf bleibt wie beim konventionellen
Kurzlichtbogenprozess erhalten.
Die Spannung dient als Führungsgröße bei der Regelung der Stromstärke. Dazu wird die Spannung
permanent gemessen und bei Änderungen über eine hochdynamische Momentanwertregelung
geregelt. Mittels eines digitalen Signalprozessers (DSP) wird es möglich, die Stromstärke
unmittelbar vor dem Wiederzünden in einem Zeitfenster von weniger als 1μs abzusenken und so
Energie aus dem Lichtbogen herauszuziehen, so dass das Wiederzünden energiearm und sanft
erfolgt [13].
Damit sich in der Folge eine erneut ausreichend große Menge schmelzflüssigen Materials an der
Drahtelektrodenspitze bilden kann, wird der Strom bis auf einen definierten Aufschmelzimpuls
erhöht (Abbildung 3.4). Nach dem Wiederzünden wird nun die Stromstärke zu einem so genannten
Aufschmelzimpuls kurzzeitig definiert hochgefahren. Im Anschluss wird der Strom dann wieder
auf ein niedriges Niveau abgesenkt, um weiteres Aufschmelzen zu minimieren und der
nächste Zyklus startet.
22

Abbildung 3.4: Schematischer Werkstoffübergang und typischer Strom-
Spannungsverlauf des coldArc-Prozesses [13]
Der Verlauf der Lichtbogenleistung beim Wiederzünden ist in Abbildung 3.5 zu sehen. Die Vorteile
des coldArc®-Prozesses im Vergleich zum normalen Kurzlichtbogen im Zeitpunkt des Wiederzündens
und danach werden gut deutlich. Das Leistungsniveau liegt im Moment der Wiederzündung
nicht nur geringer, es wird mit dem Zünden des Lichtbogen die Leistung dynamisch heruntergefahren
und nach Erreichen eines stabilen Lichtbogens, zum definierten Aufschmelzen der
Drahtelektrodenspitze impulsartig erhöht. Da der Werkstoffübergang relativ leistungsarm in Verbindung
mit einem geringen Wärmeeintrag in der Aufschmelzphase erfolgt, bietet der coldArc®-
Prozess neue Anwendungsbereiche gegenüber dem konventionellen Kurzlichtbogen. So wird
z.B. das energiearme Löten mit Zusatzwerkstoffen auf Zinkbasis möglich. Weitere Anwendungsbereiche
sind das Fügen von Stahl-Aluminiummischverbindungen und verzinkter Bleche. Untersuchungen
zum Fügen von Dünnblechen und zur Bearbeitung zinkhaltiger Zusatzwerkstoffe belegen
den Erfolg dieser Technologie [13], [14] und [17]. Im Dünnbleichbereich kann bis 0,3mm
Blechdicke gefügt werden. Die Kombination von coldArc® mit Laser- oder Plasmaverfahren bieten
deutlich höhere Prozessgeschwindigkeiten. Da keine direkte Wechselwirkung in der Prozesszone
erfolgt, handelt es sich bei einer derartigen Kombination nicht um ein Hybridverfahren.
Der Plasma- oder Laserstrahl dient der Verwärmung auf ca. 330-350°C des Werkstücks für den
MIG-Prozess. So wird eine Verbesserung der Prozessbedingungen erzielt und die Prozesssicherheit
steigt [36].
23

Abbildung 3.5: Minimierte Lichtbogenleistung des coldArc-Prozesses zum
Zeitpunkt des Wiederzündens des Lichtbogens [13]
3.5.2 Der CP (Cold Prozess)-Prozess
Der CP-Prozess ist eine Weiterentwicklung des Impulslichtbogenverfahrens. Ansatzpunkt der
gezielten Wärmeeinbringung des geregelten Lichtbogenverfahrens ist die Kombination von positiver
Pulsstromzeit mit negativer Grundstromzeit. Der Stromverlauf gliedert sich in drei Phasen
(Abbildung 3.7). In der ersten Phase des Stromverlaufs, der Grundstromphase 1, erfolgt der E-
nergieeintrag in den Grundwerkstoff und das Entfernen von Oxidschichten von der Oberfläche, in
der zweiten Phase, der Pulsstromphase, kommt es zur nahezu spritzerfreien Tropfenablösung
und die letzte Phase, die Grundstromzeit, ist gekennzeichnet durch die negative Polung des
Lichtbogens und den damit verstärkt entstehenden Energieeintrag in die Drahtelektrodenspitze
(Abbildung 3.6). Infolge der Minuspolung der Drahtelektrode entsteht ein diffuser Lichtbogenansatz,
weshalb der Lichtbogen die Drahtspitze „umgreifen“ kann und sich so infolge ein neuer
Tropfen bilden kann (Abbildung 3.6). Die negative Polung ermöglicht eine stärkere Drahterwärmung,
so können höhere Abschmelzraten erreicht werden, welche in höhere Schweißgeschwindigkeiten
umgesetzt werden können [37]. Dadurch wird eine Reduzierung der Streckenenergie
und damit der eingebrachten Wärme erreicht. Breitere Schweißraupen werden möglich, was zu
einer deutlichen Verbesserung der Spaltüberbrückung führt.
24

Abbildung 3.6: Lichtbogenumgreifung der Drahtspitze bei Umpolung und
Leistungsvergleich des CP-Prozesses [37]
Anwendungsbereiche des CP-Prozesses sind das Fügen von Dünnblechen, Erzielung hoher
Prozessgeschwindigkeiten (teilweise bis 3m/min Drahtvorschub bei 160cm/min Schweißgeschwindigkeit)
bei gleichzeitiger Forderung nach guter Spaltüberbrückung und kleinen Drahtdurchmessern
(≤ 1mm) sowie manuellen Schweißaufgaben [37]. Weiterhin kann der Prozess bei
der Verarbeitung beschichteter Bleche, Leichtmetallen und für höherfeste Werkstoffe bei geringem
Verzug eingesetzt werden. Als Vorteil zeigt sich der geringe Aufmischungsgrad des Zusatzwerkstoffes
mit dem Grundwerkstoff [32].
25

Abbildung 3.7: Stromverlauf (oben) und Tropfenablösung (unten) des CP-Prozess [37]
3.6 Eisen-Aluminium-System
Zunehmend werden Mischverbindungen z.B. im Fahrzeugbau verwendet. Ein direktes Schmelzschweißen
dieser beiden Werkstoffe ist nicht möglich [31], da sich durch thermische Einwirkung
und das Auftreten einer schmelzflüssigen Al-Phase spröde intermetallische Al-Fe-Phasen bilden.
Abbildung 3.8 zeigt das binäre Phasendiagramm des Systems Eisen-Aluminium. Hier können
sich drei intermetallische Phasen sowie zwei Überstrukturen bilden, die sich bis auf Raumtemperatur
im thermodynamischen Gleichgewicht befinden. Diese Phasen sind FeAl 2 , Fe 2 Al 5 und FeAl 3
sowie die Überstrukturen FeAl und Fe 3 Al. Bei hoher Abkühlrate von Aluminiumlegierungen mit
hohem Al-Anteil ist das Entstehen zweier metastabiler Verbindungen bekannt, FeAl 6 und Fe 2 Al 9 .
Das α- Eisen in festem Zustand basiert auf kubisch-raumzentrierten Eisen, wo bis zu 45 Atom-%
Aluminium im α-Eisen gelöst sein können. Das feste γ-Eisen basiert auf kubischflächenzentriertem
Eisen, wo bis zu 1.3 Atom-% Aluminium im γ-Eisen gelöst werden können. Fe 3 Al wird gebildet
aus einer zweiten Phasenumwandlung des FeAl. Die Fe 2 Al 5 -Verbindung besteht aus 70-73
Atom-% Aluminium dar. In der FeAl 3 -Verbindung liegen 74.5-76.6 Atom-% Aluminiumvor. In festem
Aluminium können bis zu 0.03 Atom-% Eisen gelöst sein.
26

Abbildung 3.8: Eisen-Aluminium-Phasendiagramm [26]
Abbildung 3.9: Spezielle Punkte des Fe-Al-Systems [26]
27

Aus dem Bereich der konventionellen Schweißtechnik ist jedoch bekannt, dass aufgrund ihrer
hohen Härte diese Phasen zu einer Versprödung der Schweißnaht und zur Rissbildung im Phasensaum
führen.
Das Fe-Al-Phasendiagramm verdeutlicht, dass Eisen und Aluminium praktisch unlöslich ineinander
sind. Bei jedem Mischungsverhältnis entstehen Al-Fe-Phasen. Die Erfahrung zeigt, dass ein
Anteil von Al-Fe-Phasen im Schmelzgut über 10% zu vermeiden ist. Um eine Verbindung herzustellen,
wird häufig auf Zink als Drahtwerkstoff zurückgegriffen. Das Aluminium wird partiell angeschmolzen,
während der Stahl, um Sprödigkeit in der Schmelze zu verhindern, vom Lot nur
benetzt wird. So entsteht auf der einen Seite eine Schweiß- und auf der anderen eine Lötverbindung.
In Abbildung 3.10 sind eine Übersichtsaufnahme und ein Mikroschliff einer solchen Verbindung
zu sehen, die mit einem Zn-Basislot im coldArc-Prozess gelötet wurde. Die Anwendung
stammt aus dem Karosseriebau.
Abbildung 3.10: Fügen von Aluminium-Stahl-Mischungen mit Drähten auf Zinkbasis,
oben: Übersichtsaufnahme, links unten: Mikroschliff, rechts unten: PkW-Tür nach [27]
28

4 Vorgehensweise
Für die gestellte Aufgabe, das Auftragschweißen von Eisenbasiswerkstoffen auf Aluminiumsubstraten
mittels der geregelten Lichtbogentechnik unter Verwendung eines neuartigen Fülldrahtes,
welcher durch Keimbildner eine sehr hohe Keimbildungsrate erzeugt, um somit eine nanokristalliner
Erstarrung zu bewirken, sind keine systematischen Untersuchungen in der Literatur zu finden.
Um diese Aufgabe systematisch anzugehen, kann nur eine methodische Arbeitsweise zielführend
sein. Grundlegende Überlegungen zum Schweißprozess müssen angestellt werden, um die
Arbeitschritte für fundierte Aussagen und somit den zeitlichen Rahmen zu minimieren und die
Versuche ergebnisorientiert durchzuführen.
Mit zunehmender Stromstärke steigt die Abschmelzleistung an und der Einbrand wird größer.
Allgemein ist die Stromstärke bei den meisten Stromquellen an den Drahtvorschub gekoppelt.
Sie beeinflusst primär die Abschmelzleistung und die Einbrandtiefe. Aus physikalischen Gründen
kann die Stromstärke aber nicht über eine vom Durchmesser abhängige obere Grenze hinausgehen,
weil sich sonst, durch den ohmschen Widerstand des Drahtes bedingt, die Elektrode zu
stark erwärmen würde und ausglüht. Die Lichtbogenspannung bestimmt die Lichtbogenart und
den Tropfenübergang. Da versucht werden sollte im Bereich des Kurzlichtbogens zu arbeiten,
der den Lichtbogen mit dem geringsten Wärmeeintrag darstellt (Abbildung 4.1), ist die Lichtbogenspannung
für den verwendeten 1,6 mm Fülldraht in einem Bereich von 18-21V einzustellen.
Die Lichtbogenspannung stellt keine geeignete Einstellgröße zur Beeinflussung der Nahtform
dar. Zwar wird mit steigender Lichtbogenspannung die Naht breiter, doch die erhöhte Lichtbogenspannung,
führt zu einem längeren Lichtbogen, was im Hinblick auf einen optimalen Schutz
vor der Atmosphäre nicht empfehlenswert ist. Mit steigender Schweißgeschwindigkeit wird die
Auftragsraupe schmaler und die Einbrandtiefe geht zurück. Aber hier sind enge Grenzen gesetzt.
Bei zu langsamer Schweißgeschwindigkeit kann Schlacke vorlaufen, das Aluminiumsubstrat wird
zu stark erwärmt und beginnt zu „kochen“. Ein unkontrollierbarer Prozess ist die Folge. Das verwendete
Schutzgas nimmt über seine Eigenschaft der Ionisationsenergie gleichsam maßgeblich
Einfluss auf den Prozess. Mit Hinblick auf die Ausbildung spröder intermetallischer Phasen und
der möglichst geringen Erwärmung des Aluminiumsubstrates sollte ein „kaltes“ Schutzgas wie
Argon verwendet werden. Hier ist die Höhe des Schutzgasvolumenstromes insbesondere bei
nicht neutraler Brennerstellung zu beachten, um einen genügenden Schutz vor der Atmosphäre
zu gewährleisten.
29

Abbildung 4.1: Übersicht der Lichtbogenarten [34]
Sinnvoll ist es zu Anfang, die ersten Schweißversuche auf artgleichem Werkstoff im Vergleich
zum Auftragswerkstoff auf gleicher oder ähnlicher Blechdicke des anschließend verwendeten
Aluminiumsubstrates (t=15mm) durchzuführen, um schneller geeignete Schweißparameter zu
finden. Es empfiehlt sich aus Kostengründen auf Blechen des Baustahls S235JRG2 zu testen.
Hier ist dann als erster Schritt eine Abstimmung der Schweißparameter wie z. B. Drahtvorschub,
Schweißgeschwindigkeit und Lichtbogenspannung in einer Iterationsschleife vorzunehmen. Folgend
können typenspezifische Schweißparameter der verschiedenen Stromquellentypen auf
dem Stahlblech hinsichtlich ihres Effektes untersucht werden. Nachdem eine zufriedenstellende
Nahtqualität auf dem Stahlblech erzielt worden ist und Erfahrungswerte mit den Schweißparametern
der einzelnen Stromquellentypen hinsichtlich der Effekte und sinnvollen Einstellbereiche
vorhanden sind, sollte auf das Aluminiumsubstrat gewechselt werden. Eine iterative Vorgehensweise,
aufbauend auf den gewonnenen Erkenntnissen der Versuche mit dem Stahlblech unter
Berücksichtigung der Eigenschaften eines Aluminiumwerkstoffes, sollte für jeden einzelnen Parameter
mit kleinen Änderungsschritten zielführend sein. Wichtig ist für die methodische Vorgehensweise
nicht nur die Schweißparameter zu verändern, sondern auch unterschiedliche Zusatzwerkstoffe
und Lichtbogenarten und ihren Einfluss auf die Schichtqualität zu untersuchen.
30

5 Versuchsdurchführung
5.1 Auswahl des Substratswerkstoffes
Als Substratwerkstoff wurde im Rahmen dieser Arbeit die Aluminiumgusslegierung AlSi9Cu3
verwendet. Die Wahl beruht auf einer zunächst primären Anwendung der Auftragschweißung im
Motorenbau, da heutige Motorengehäuse und Zylinderköpfe hauptsächlich aus dieser Legierung
im Sand- bzw. Kokillenguss gegossen werden [39]. Der Substratwerkstoff wurde in Masseln mit
den Abmessungen ca. 600x82x52 mm geliefert. Für die Versuche wurden die Masseln quer in
Scheiben geschnitten. Die Trennung erfolgte auf einer Horizontalbandsäge. Eine Versuchsprobe
hat die Abmessungen ca. 80x52x15mm. Eine weitere Oberflächenbearbeitung erfolgte nicht. Vor
jedem Schweißversuch wurden die Proben mit Alkohol gereinigt. Abbildung 5.1 stellt eine zeichnerische
Beschreibung der Versuchsprobe dar. Die Materialdicke von 15 mm wurde gewählt, um
eine hohe Abkühlungsgeschwindigkeit zu erzielen und somit eine nanokristalline Erstarrung zu
begünstigen.
Abbildung 5.1: oben: Versuchsprobe, unten: Massel
31

Tabelle 5.1: Werkstoffanalyse der AlSi9Cu3-Masseln
5.2 Auswahl der Zusatzwerkstoffe
Zur Verbesserung der Eigenschaften der Beschichtung, der Prozessstabilität und der Umsetzung
der Anwendungsanforderungen im industriellen Einsatz wurde für die vorliegende Arbeit erstmals
ein Fülldraht alleinig mit geregelter Lichtbogentechnik verwendet. Da es bislang keine systematischen
Untersuchungen zum vorliegenden Fügeprozess gibt und somit kein geeigneter Fülldraht
am Markt erhältlich ist, erfolgte die Wahl in Abstimmung mit den Mitgliedern des pbA. Es wurden
unterschiedliche Fülldrähte der Fa. Durum ausgewählt. Diese Fülldrähte hatten sich schon beim
thermischen Spritzen bewährt. Zum Auftragschweißen und zum Einfluss der Aufmischung mit
Aluminium auf die Schichteigenschaften lagen bis dahin keine Erfahrungen vor. Zum Einsatz
kamen Fülldrähte SUNA 8A, SUNA 6, SUNA 6Al10 mit gemahlener und SUNA 6/3 mit gasverdüst
hergestellter Pulverfüllung. Alle verwendeten Drähte haben einen Fe-Mantel. Die komplexe
Zusammensetzung auf Fe-Basis soll im Prozess eine Erhöhung der Fließfähigkeit (Siliziumanteil),
eine Absenkung der Schmelztemperatur (Boranteil), eine starke Unterkühlung der Schmelze
und eine hohe Keimbildungsrate (→nanokristalline Erstarrung) bewirken. Die so entstehende
nanokristalline Schicht auf Fe-Basis sollte einen ausgezeichneten Korrosionsschutz (Chromanteil),
sehr gute Abrasionseigenschaften, wie auch verbesserte mechanische Eigenschaften bedingt
durch eine nanokristalline Erstarrung aufweisen. Somit ist sie im Bereich des Auftragschweißens
für verschleißbeständige Oberflächen sehr gut geeignet. Tabelle 5.2 enthält die
chemische Zusammensetzung der Zusatzwerkstoffe.
32

Elemente
1,6 mm Fülldraht, Fe-Basis
( in Gew.-%) SUNA 8 SUNA 6 SUNA 6/3 SUNA 6Al10
Ni < 0,1 0,4 0,1 0,1
Si 1,1 0,8 0,5 1,1
Mn 0,9 0,8 0,2 0,9
C < 0,1 0,1 0,4 0,2
B 3,3 2,1 1,9 2,5
Cr 30,9 25,9 8,9 30,5
Al 0,1 - - 2,5
V 0,2 - - 0,2
W < 0,1 -
2,6

5.3 Auswahl des Schutzgases
Um eine gute Prozessstabilität und die gestellten Anforderungen der Beschichtung zu erreichen,
enthält das Fülldrahtpulver eine Vielzahl von Elementen. Ein Abbrennen von Legierungselemen-
ten ist unerwünscht, so dass nur inerte Prozessgase in Anwendung kommen sollten. Wegen den
unterschiedlichen Schmelztemperaturen von Grund- und Zusatzwerkstoff und der Forderung
einer nanokristallinen Erstarrung kommt einem geringen Wärmeeintrag, die alles entscheidende
Bedeutung zu. Der Wärmeeintrag ist, so gering als möglich zu halten.
Argon weist von den inerten Gasen ein kleines Ionisationspotential und die geringste thermische
Leitfähigkeit auf, so kann mit niedrigerer Lichtbogenspannung geschweißt werden, was einen
kleineren Wärmeeintrag in das Schmelzbad bedeutet. Wegen den unterschiedlichen Schmelztemperaturen
von Grund- und Zusatzwerkstoff ist ein unruhiger Lichtbogen zu erwarten. Ein Argonanteil
im Schutzgas oder reines Argon wirken dem entgegen. Aus diesem Grund kam reines
Argon als Schutzgas zum Einsatz. Das Schutzgas wurde in handelsüblichen 60l Flaschen von
der Fa. Air Liquide bezogen, welches unter dem Handelsnamen ARCAL 1 geführt wird. In Tabelle
5.3 sind die wesentlichen Kenngrößen aufgeführt.
Tabelle 5.3: relevante Kenngrößen für Argon
5.4 Anlagentechnik
5.4.1 Handhabungssystem
Als Handhabungssystem wurde ein Industrieroboter der Fa. Reis, Typ RV60, verwendet. Hierbei
handelt es sich um einen 6-Achs-Vertikalknickarm-Roboter. Dieser ermöglicht einen kontinuierlichen,
reproduzierbaren Bewegungsablauf des Brennersystems und ist so Grundlange eines definierten
Prozesses. Die Abbildung 5.3 stellt das Handhabungssystem mit appliziertem Brenner
dar. Mittels eines Adapters am Gelenk der Achse 6 ist der Brenner am Roboter befestigt. Mittels
des Adapters für den EWM-Brenner kann die Brenneranstellung von neutral, auf schleppend und
stechend leicht variiert werden.
34

Abbildung 5.3: Handhabungssystem für CLOOS- und EWM-Anlage
5.4.2 Schweißstromquellen
Zur Evaluierung der Prozessgrößen von energiereduzierten Lichtbogenverfahren wurden zwei
verschiedene Stromquellen verwendet: Energiequelle der CLOOS Schweißtechnik GmbH, Typ
GLC 353CP QUINTO II, und Schweißgerät der EWM Hightech Welding GmbH, Typ PHOENIX
RC 330 coldArc.
Die Bedienung der Pulsstromquelle der Fa. CLOOS erfolgt über ein integriertes LCD-Display mit
Handrad. Das zur Verfügung gestellte Gerät war ein Prototyp mit einer vorprogrammierten Kennlinie,
welche werkstoff-, schutzgas- und drahtdurchmesserabhängig ist. Das Invertergerät der Fa.
EWM wird extern über eine Schnittstelle angesteuert. Eine Expertensoftware erlaubt das Erstellen
individueller Kennlinien und das Einstellen sämtlicher Schweißprozessparameter. Drahtfördergeschwindigkeit
und Spannungsoffset werden über ein separates Bedienteil eingestellt. So
kann in den laufenden Schweißprozess eingegriffen werden.
Die Zündung des Lichtbogens wurde programmgesteuert über eine Kopplung (OMI=Open Machine
Interface) Roboter-Schweißstromquelle realisiert. So konnte ein immer gleicher Start- und
Endzeitpunkt der Auftragsraupe gewährleistet werden. Dadurch ist die Auftragszeit nur von der
Schweißgeschwindigkeit abhängig. Bei beiden Geräten erfolgte immer eine manuelle Einstellung
der Parameter bei der praktischen Versuchsdurchführung.
35

Abbildung 5.4: Verwendete Schweißstromquellen: links, CLOOS, Typ GLC 353CP; rechts,
EWM Phoenix 330 coldArc
5.4.3 Erfassung und Aufnahme der Messwerten
Die Erfassung und Aufnahme von Messwerten ist die Grundlage jeglicher Versuchsauswertung.
Zeitsynchron und digital erfolgte bei der Durchführung der vollfaktoriellen Versuchsreihen die
Aufnahme von zwei Messwerten (Stromstärke, Spannung). Bei den Hochgeschwindigkeitsaufnahmen
wurden synchron drei Messwerte (Stromstärke, Spannung, Triggerpegel) aufgenommen.
Weitere Messwerte wurden vor oder nach den Versuchsreihen ermittelt. Die Aufzeichnung
erfolgte mit der Software INSIGHT. Die Spannung wurde zwischen Brenner und Arbeitstisch abgenommen.
Bis auf minimale Leistungsverluste, welche im Werkstoff des Probenträgers und der
Drahtelektrode entstehen, entspricht der Messwert der über dem Lichtbogen abfallenden Spannung.
Da bei der Mehrzahl der Versuche der Stromstärkebereich bis 450A lag, wurde ein Shunt
im Bereich bis 500A verwendet. Der Shunt dient zum Umwandeln der analogen Stromstärkesignale
in digitale auswertbare Spannungssignale. Dabei entspricht eine Spannung von 1V am koaxialen
Analogausgang des Shuntes einer Stromstärke von 100A im gemessenen Leiter
(=Massekabel).
Messwert
Messgerät
Stromstärke
Shunt
Spannung Spannungsteiler 1:10
Triggerpegel
Messtaster
Tabelle 5.4: Messwerte und Messgeräte
36

Abbildung 5.5: Verwendete Messgeräte: links, Shunt; rechts, Spannungsteiler
37

6 Ergebnisse und Diskussion
6.1 Auftragschweißungen mit unterschiedlichen Lichtbogenverfahren
Bei den Untersuchungen mit der EWM-Stromquelle konnte nur mit dem Parameter Regler-Faktor
in Stellung 1 (Schweißspannung von 28V und geringe Stromstärke, damit kleineren Wärmeeintrag
in den Grundwerkstoff) ansatzweise der coldArc-Prozess erreicht werden. Diese Wärme ist
nicht ausreichend, um den Draht mit 1.6mm Durchmesser aufzuschmelzen. Der Regler-Faktor
bietet 40 Einstellmöglichkeiten. Bereits ab Stellung 2 war ein kurzschlussbehafteter grobtropfiger
Werkstoffübergang zu sehen. Die Tropfen bewegten sich heftig an der Drahtelektrodenspitze hin
und her und gingen letztlich unter dem überwiegenden Einfluss der Schwerkraft ins Schmelzbad
über. Dies deutet auf einen Übergangslichtbogen hin. Die gemessene Lichtbogenspannung von
ca. 23V unterstreicht diese Aussage. Eine Tropfengröße mit dem ca. 2-3fachen des Drahtdurchmessers
und eine Kurzschlussdauer von bis zu 32ms (Abbildung 6.1) widersprechen einem
Sprühlichtbogen. Grundsätzlich ist es so, dass der Regler-Faktor erst wirkt, wenn der Aufschmelzimpuls
beendet ist. In der Parametrisierungssoftware ist eine Spannungsvorgabe „USNorm“ für
jede Drahtfördergeschwindigkeit hinterlegt. Dies ist der Sollwert für den Lichtbogenlängenregler.
Eine Abweichung der Prozessspannung führt dann bei aktiviertem Regler-Faktor zu:
a) Spannung U zu groß bewirkt Verkleinern der Stromstärke,
b) Spannung U zu klein bewirkt Vergrößern der Stromstärke.
Somit wirkt sich der Regler-Faktor auf den Gradienten (A/ms) der Stromänderung aus.
Abbildung 6.1: Strom-Spannungsverlauf beim Kurzlichtbogen
38

Die Oberfläche aller mit dem CP-Prozess geschweißten Proben ist nahezu spritzerfrei. Dies ist
vor allem auf die geregelte Lichtbogentechnik, zu welcher auch der verwendete „cold prozess“
der Firma Cloos zählt, zurückzuführen. Die Spritzerarmut liegt im geregelten Werkstoffübergang
begründet. In der Phase nach dem Werkstoffübergang wird mit geringen Schweißströmen gearbeitet,
um den Wärmeeintrag zu verringern. Das Wiederzünden des Lichtbogens mit geringer
Energie vermindert die Spritzerbildung signifikant.
Abbildung 6.2: Strom-Spannungsverlauf bei spritzenarmen Schweißungen
6.1.1 Risse und intermetallischer Phasensaum
Der Einsatz des ColdArc-Prozesses hatte das Ziel das Auftragschweißen von Eisen auf Aluminium
mittels energiereduziertem Metallschutzgasschweißprozess zu untersuchen und die Prozesszusammenhänge
zwischen Wärmeeintrag, Metallurgie und resultierenden Schichteigenschaften
zu erklären. Hierbei wurde der Einfluss von Schweißparametern wie Schweißgeschwindigkeit,
Drahtvorschub, Gasvolumenstrom, Regler-Faktor oder Impulsfrequenz auf die Auftragsnahteigenschaften
wie Aufmischung, Einbrand, Phasensaumbreite untersucht. Die Ergebnisse
zeigen, dass die Prozessparameter Drahtvorschub, Regler-Faktor und Impulsnachbereitungszeit
im untersuchten Prozessfenster einen großen Einfluss bewirkten. Das prozessstabile Auftragschweißen
des verwendeten 1,6 mm Fülldrahtes mithilfe der energiereduzierten Kurzlichtbogentechnik,
ColdArc®, auf ein Aluminiumsubstrat war ohne Vorwärmung nicht möglich. Auf der O-
berfläche der Auftragsschicht treten Risse auf, Abbildung 6.3. Eine schmelzmetallurgische Benetzung
ohne Vorwärmung wurde oberhalb des Leistungsbereiches des Kurzlichtbogens erzielt.
Eine deutlich schwankende Kurzschlussfrequenz von 8 bis 40 Hz ist zu allen Zeitpunkten der
Auftragschweißung festzustellen. Die hohen Stromstärken in den Kurzschlussphasen erschwe-
39

en einen sicheren Werkstoffübergang, so dass in der Folge Nahtunregelmäßigkeiten zu beobachten
sind. Die unzureichende Aufschmelzung des Metallpulvers hat eine unvollständiges in
Lösung gehen von Bor zur Folge. Die beabsichtigte Absenkung der Schmelztemperatur ist somit
nur bedingt möglich.
Abbildung 6.3: Risse beim energiereduzierten Kurzlichtbogenschweißen
Schweißparameter: v S = 0,50 m/min; v D = 3,50 m/min; U S = 25,0 V; I S = 180 A; Substrat: AC-
AlSi9Cu3; Draht: SUNA 8; Argon 4.6, 22 l/min
Im Hinblick auf anwendungsgerechte rissfreie Auftragschweißungen ohne Vorwärmung sind die
besten Ergebnisse mit der energiereduzierten AC-Impulslichtbogentechnik, MSG Pulse CP, erzielt
worden. Gasverdüst hergestellte Metallpulver als Drahtfüllung wirken sich infolge homogener
Partikelgröße und Elementverteilung positiv auf die Verarbeitbarkeit aus. Aus Sicht der Metallurgie
ist festzustellen, dass Bor zur Absenkung der Schmelztemperatur und besseren Fließfähigkeit
der Schmelze benötigt wird. Der auftretende Temperaturgradient beim Erstarren der
Schmelze in System Eisen-Aluminium ist zu groß und führt ansonsten zu Schweißeigenspannungen,
welche von der Metallmatrix nicht mehr aufgenommen werden können und Risse die
Folge sind. Die Bildung niedrigschmelzender Eutektika ist nicht auszuschließen, so dass diese
an der Kristallisationsfront aufgestaut werden. Die Rissbildung erfolgt, wenn durch Schrumpfung
Spannungen entstehen, die der dünne Film der Restschmelze nicht übertragen kann. Solche
Risse sind meist makroskopisch ausgebildet und reichen bis zur Nahtoberfläche, Abbildung 6.4.
Abbildung 6.4: Risse beim energiereduzierten Impulslichtbogenschweißen
Schweißparameter: v S = 0,65 m/min; v D = 4,90 m/min; t P = 2,30 ms; I Grund = 80 A; Substrat:
AC-AlSi9Cu3; Draht: SUNA 8; Argon 4.6, 22 l/min
Ein Vergleich der Wärmeeinträge und Phasensaumbreiten beider Lichtbogenarten macht deutlich,
dass der Wärmeeintrag beim Kurzlichtbogen kleiner die Phasensaumbreite jedoch um ca.
10 % größer ist (Abbildung 6.5), so dass der Wärmeeintrag nicht allein die Bildung des intermetallischen
Phasensaums bestimmt.
40

Abbildung 6.5: Elementverteilung bei den eingesetzten Lichtbogenverfahren
Der Aufmischungsgrad ist bei beiden Lichtbogenarten mit durchschnittlich ca. 52% deutlich größer
als erwartet. Der schmelzflüssige Zustand bleibt zu lang erhalten an, dadurch halten die Konvektionsströmungen
zu lang und bewirken eine hohe Aufmischung. Schweißverfahren und
Schweißparameter bestimmen die Höhe des Aufmischungsgrades. Die Energiedichte des Lichtbogens
ist demnach gering und begünstigt somit eine hohe Aufmischung. Wie Abbildung 6.5
verdeutlicht erfolgt eine deutliche Aufmischung mit dem Grundwerkstoff. Nur ca. 5 μm neben
dem Interface Beschichtung/Grundwerkstoff der mit Impulslichtbogen beschichteten Proben ist
im Grundwerkstoff fast kein Eisen aber in der Schicht ca. 21% Aluminium nachzuweisen. Bei den
mit Kurzlichtbogen beschichteten Proben beträgt dieser Wert ca. 19%. Das Interface selbst wird
beim Impulslichtbogen aus einem ca. 4-10 μm und beim Kurzlichtbogen ca. 3-15 μm ungleichmäßig
breitem Phasensaum gebildet. Durch eine angepasste Prozessführung konnte die Bildung
des mittleren Phasensaumes beim Kurzlichtbogen auf 4μm (Abbildung 6.6 links) und beim Impulslichtbogen
bis auf unter 2μm begrenzt werden, Abbildung 6.6, rechts.
41

Abbildung 6.6: Phasensaumbreite bei den eingesetzten Lichtbogenverfahren
Eine Vergleichbarkeit der beiden Lichtbogenarten ist für die weiteren Versuche sehr wichtig. Tendenziell
ist der mittlere Wärmeeintrag für die mit EWM-Stromquelle beschichteten Schichten im
Vergleich zur CLOOS-Stromquelle ca. 30% geringer. Die Stromstärke liegt ebenfalls ca. 30%
höher bei gleichem Drahtvorschub und gleicher Schweißgeschwindigkeit. Die Differenz erklärt
sich aus den unterschiedlichen Lichtbogenarten. Der geregelte Kurzlichtbogen der EWM-
Stromquelle bringt weniger Wärme in das Substrat ein als der leistungskontrollierte Impulslichtbogen
der CLOOS-Stromquelle, wenngleich darauf hingewiesen werden muss, dass ein typischer
Kurzlichtbogen nicht realisiert werden konnte. Es handelte sich vielmehr in seiner dargestellten
Eigenschaft, mit einem grobtropfigen Werkstoffübergang, einer Lichtbogenspannung von
23V und einer Hin- und Herbewegung um die Drahtelektrodenspitze, um einen Übergangslichtbogen.
Während die CLOOS-Stromquelle in der gewünschten Lichtbogenart, leistungskontrollierter
Impulslichtbogen, die Auftragschweißung ermöglichte, war dies mit der EWM-Stromquelle
nicht möglich. Der typische coldArc-Prozess konnte nicht realisiert werden, stattdessen kam es
zu einem Übergangslichtbogen. Die verwendete EWM-Stromquelle, PHOENIX 330, ermöglicht
nur für einige Millisekunden Stromstärken oberhalb von 400A. Anhand des Strom-Spannungs-
Verlaufs kann vermutet werden, dass diese Stromstärken nicht ausreichen, um eine entsprechend
hohe Stromdichte zu erzielen, damit bei dem verwendeten 1.6mm Fülldraht ein ausreichend
hoher Pinch-Effekt entsteht, der eine Tropfenablösung bewirkt.
Aus diesem Grund wird bei weiteren Versuchen nur mit dem CP-Prozess eingesetzt.
6.2 Auftragschweißen mit Vorwärmen
Bei den Untersuchungen ohne Vorwärmen konnte keine Prozessstabilität bei Anwendung eines
geregelten Kurzlichtbogenprozesses erreicht werden. Um diese zu erzielen, werden die Al-
42

Substrate vorgewärmt. Zum Einsatz kommen zwei Prozesse, auf der einen Seite der AC-WIG-
(Abbildung 6.7) und auf der anderen Seite der Plasma-Lichtbogen (Abbildung 6.8).
Abbildung 6.7: Auftragschweißen mit WIG-Vorwärmen
Abbildung 6.8: Auftragschweißen mit Plasma-Vorwärmen
Bei den Auftragsschweißversuchen mit Vorwärmen wurde deutlich, dass der Plasma-Prozess
wegen einer örtlich zu begrenzten Wärmeeinbringung im Vergleich zum WIG-Lichtbogen ungeeignet
ist, sodass das Substrat nicht ausreichend vorgewärmt wird und eine Anbindung ausbleibt.
Diese konnte erst unter Einsatz des leistungsstärkeren Mischlichtbogens erzielt werden
(Abbildung 6.9). Aufgrund der hohen Wärmeleitfähigkeit des Aluminiums und des fokussierteren
Plasmastrahles ergibt sich ein größerer Temperaturgradient, so dass für den zeitlich lokal nachlaufenden
MIG-Prozess eine kleinere Substrattemperatur als bei WIG-Vorwärmung resultiert,
somit herrschen für die Benetzung ungünstigere Randbedingungen. Der Ansatz zur Vergrößerung
des Plasmastrahldurchmessers für eine bessere Vorwärmung und Oxidschichtentfernung,
bewirkt durch eine größere Plasmadüse, hat aufgrund des fokussierteren Wirkstrahles im Vergleich
zum WIG-Prozess die Bildung eines zu großen Schmelzbades zur Folge, woraus ein un-
43

erwünscht hoher Einbrand mit hoher Aufmischung resultiert. Ab 80A Plasmastrom entstehen
Einbrandlöchern, Abbildung 6.10.
Abbildung 6.9: Strom-Spannungsverlauf des Mischlichtbogens beim Plasma-
Vorwärmen
Abbildung 6.10: Lichtbogenspur beim Plasma-Vorwärmen
Schweißparameter: v S = 0,50 m/min; v D = 5,50 m/min; U S = 27,5 V; I S = 180 A; I Pl = 100 A
Substrat: AC-AlSi9Cu3; Draht: SUNA 8; Argon 4.6, 22 l/min
Bei Verwendung einer zeitlich lokal vorlaufenden Substratvorwärmung wurde mit dem WIG-
Prozess eine temporäre Prozessstabilität nach ca. 3 s der Auftragschweißung erzielt. Die Lichtbogenspur
des WIG-Prozesses ist im Vergleich zum Plasma-Prozess breiter und kontinuierlich.
Die geringere Energiedichte des WIG-Lichtbogens und die breitere Lichtbogensäule wirken sich
damit positiv auf die Prozessstabilität aus. Ein prozessstabiler geregelter Kurzlichtbogen wurde
mit bis zu 33Hz Kurzschlussfrequenz erzielt, Abbildung 6.11.
44

Abbildung 6.11: Stabiler Strom-Spannungsverlauf beim WIG-Vorwärmen
Mit WIG-Vorwärmung wurde eine bessere Aktivierung des Substrates erzielt und damit trotz der
hochschmelzenden Oxidschicht des Aluminiums und das Schmelzbadvolumen infolge des kleinen
Energieeintrages des Kurzlichtbogens eine schmelzmetallurgische Benetzung und rissarme
Nahtoberfläche ermöglicht, Abbildung 6.12. Vergleichend ist aus den Untersuchungen festzustellen,
dass eine kleinere Schweißspannung von 23,5 V für den Kurzlichtbogenprozess bei WIGund
27,5 V bei Plasma-Vorwärmung erforderlich war, um eine Benetzung zu bewirken. Dies bedeutet,
dass bei Vorwärmung mittels Plasma eine höhere Streckenenergie nötig ist, um eine Benetzung
zu erreichen. Deshalb wird für die weiteren Untersuchungen auf Plasma-Vorwärmung
verzichtet.
Abbildung 6.12: Auftragschweißnaht mit WIG-Vorwärmen
45

6.3 Untersuchungen mit unterschiedlichen Fülldrähten
Um die Prozessstabilität und qualitativ hochwertige Auftragsschichten zu erzielen, wurden neue
Fülldrähte entwickelt. Neben der Zusammensetzung formgeschlossener Fülldrähte wurde durch
eine neue Herstellungsart der Pulverfüllung im Hinblick auf verbesserte Homogenität der Partikelgröße
und Elementverteilung im Metallpulver verwendet. Mit dem Ziel einer erhöhten Prozessstabilität
wurden die Fülldrahtlegierungen Fe30,9Cr3,3B1,1Si0,1C0,1Al (SUNA 8)
Fe25,9Cr2,1B0,8Si0,1C (SUNA 6) und Fe30,5Cr2,5B2,5Al1,1Si0,2C (SUNA 6 Al 10) mit gemahlener
sowie die Legierung Fe8,9Cr2,6W1,9B1,3Nb0,5Si0,4C (SUNA 6/3) mit gasverdüst
hergestellter Pulverfüllung unter Anwendung der energiereduzierten Impulslichtbogentechnik,
MSG Pulse CP, untersucht. War es bei den durchgeführten Auftragschweißungen mithilfe des
Kurzlichtbogenprozesses ColdArc® erforderlich mit Substratvorwärmung zur Erzielung einer Benetzung
zu arbeiten, so konnte beim energiereduzierten AC-Impulslichtbogen, MSG Pulse CP,
darauf verzichtet werden.
Hierbei war das Ziel neben der Erzielung von Prozessstabilität, die Bestimmung der Streckenenergien
für eine Benetzung mit den neuen Auftragwerkstoffen, die Wirkung des mittels gasverdüst
hergestellten Pulvers des Fülldrahtes Fe8,9Cr2,6W1,9B1,3Nb0,5Si0,4C auf die Verarbeitbarkeit
sowie die Schichteigenschaften wie Riss- und Porenbildung, Härte, Wärmeleitfähigkeit
und Verschleißverhalten aller verwendeten Eisenbasisqualitäten zu ermitteln.
6.3.1 Spritzebildung und Risse
Die Auftragschweißungen wurden ohne Substratvorwärmung durchgeführt. Während das Metallpulver
aller übrigen Fülldrähte durch Mahlen hergestellt wurde, wurde das Pulver mit der Zusammensetzung
Fe8,9Cr2,6W1,9B1,3Nb0,5Si0,4C für den Fülldraht SUNA 6/3 gasverdüst gefertigt.
Die Auswertung der Spritzeranzahl auf den Proben wurde bei den bereits mit der Drahtbürste
gereinigten Proben durchgeführt. So ist sichergestellt das auch nur Spritzer, die fest auf der O-
berfläche haften, berücksichtigt werden. Abbildung 6.13 zeigt die Anzahl der auf der Substratoberfläche
gefundenen Spritzer im Mittel. Auffallend wenig Spritzer zeigten die Schweißungen
mit dem gasverdüsten Fülldraht SUNA 6/3.
46

Abbildung 6.13: Spritzer beim Auftragschweißen mit unterschiedlichen Fülldrähten
Beim optischen Erscheinungsbild werden nur die an der Oberfläche sichtbaren Risse berücksichtigt.
Die Auswertung erfolgte analog zu der der Spritzer. In Abbildung 6.14 sind typische Oberflächenrisse
in der Auftragschicht zu sehen.
Abbildung 6.14: Risse an der Auftragsoberfläche
Schweißparameter: v S = 0,55 m/min; v D = 5,00 m/min; t P = 2,30 ms; I Grund = 80 A; Substrat:
AC-AlSi9Cu3; Draht: SUNA 6; Argon 4.6, 22 l/min
Auffällig bei allen betrachteten Rissen an der Oberfläche aller Proben ist, dass sie nur senkrecht
zur Schweißrichtung auftreten, ihre Spannweite umfasst die ganze Naht. Risse längs, entlang
der Naht kommen nicht vor. Begründet werden kann dies damit, dass dieses Kaltrisse sind. Diese
bilden sich durch zu hohe Zugeigenspannungen in der Naht aufgrund der Volumenabnahme
des Werkstoffes durch die Abkühlung. Es kann keine Anhäufung in einem bestimmten Nahtbereich
(Anfang oder Ende) beobachtet werden. Die Risse sind gleichmäßig über die gesamte
Länge verteilt. In Abbildung 6.15 wurde die mittlere Anzahl der auftretenden Oberflächenrisse je
47

Auftragschicht aufgetragen. Das einfache Auszählen der Anzahl ist hier gerechtfertigt, da die
Risse die gesamte Nahtbreite überspannen.
Aus Sicht der Fertigungstechnik ist Verarbeitbarkeit des gasverdüsten Drahtes SUNA 6/3 infolge
kleinster Tropfenbildung und deutlich kleinerer Streckenenergie von 3,44 kJ/cm am besten. Dies
ist so zu erklären, dass die homogenen Partikel gleichmäßig aufschmelzen und so den Tropfenübergang
begünstigen. Außerdem neigen die runden, gasverdüsten Partikel nicht zur Agglomeration
was sich zusätzlich positiv auf das gleichmäßige Aufschmelzverhalten auswirkt. Wie die
Ergebnisse erkennen lassen, konnte die Risslänge mit diesem Fülldraht nicht verringert werden.
Mit der Zusammensetzung Fe25,9Cr2,1B0,8Si0,1C (SUNA 8) wurde die kleinste Gesamtrisslänge
erzielt.
Abbildung 6.15: Oberflächenrisse beim Auftragschweißen mit unterschiedlichen Fülldrähten
Die Anzahl der auftretenden Oberflächenrisse korreliert mit der durchschnittlichen Risslänge in
der Auftragschicht im Querschliff. Auch im Querschliff zeigte der SUNA 6 Al 10 die höchste Rissigkeit
aller untersuchten Auftragwerkstoffe, Abbildung 6.16.
Risse in Auftragsschichten können als Kalt- und Heißrisse entstehen. Heißrisse bilden sich aufgrund
der niedrigschmelzende Phasen im Korngrenzenbereich. Die Rissbildung erfolgt durch
Schrumpfspannungen, die der dünne Film der Restschmelze nicht übertragen kann. Solche Risse
sind meist makroskopisch ausgebildet und reichen bis zur Oberfläche der Naht. Die in den
Schliffbildern (Abbildung 6.17) dargestellte Risse deuten darauf hin, dass es sich um Heißrisse
handelt.
48

Abbildung 6.16: Rissigkeit in der Auftragschicht bei unterschiedlichen Fülldrähten
Abbildung 6.17: Makroskopische Risse in der Auftragschicht
Schweißparameter: v S = 0,62 m/min; v D = 5,20 m/min; t P = 1,78 ms; I Grund = 100 A; Substrat:
AC-AlSi9Cu3; Draht: SUNA 6Al10; Argon 4.6, 22 l/min
Eine weitere Ursache zur Rissbildung ist der Wasserstoff. Wasserstoff kann durch feuchtes
Schweißpulver in das Schmelzbad gelangen. Zunächst liegt er gelöst vor, bei der Abkühlung wird
er ausgeschieden. Dies geschieht auf den Zwischengitterplätzen oder als Gasblase. Dies stellt
eine Schwächung des Gitters dar und es führt zu Mikrorissen.
6.3.2 Poren
Die Bildung von Hohlräumen, dazu zählen Gasblasen (Poren) und Lunker, ist eher prozesstechnisch
als metallurgisch zu beeinflussen. Lunker entstehen, durch Volumenänderung infolge des
49

Erkaltens des Werkstoffes. Poren hingegen entstehen, wenn durch das Erstarren der Schmelze
die Gaslöslichkeit sprunghaft abnimmt. Es kommt zum Ausgasen. Ist die Abkühlgeschwindigkeit
gering, können die Poren aufsteigen und die Schmelze verlassen.
Abbildung 6.18: Poren in der Wärmeeinflusszone
Schweißparameter: v S = 0,55 m/min; v D = 5,00 m/min; t P = 1,75 ms; I Grund = 80 A; Substrat:
AC-AlSi9Cu3; Draht: SUNA 6; Argon 4.6, 22 l/min
In Abbildung 6.18 sind Poren in der Nähe des Phasensaums zu sehen, zu erkennen sind sie
anhand der Form im Inneren des gut belichteten Hohlraums. Poren besitzen glatte Wandstrukturen,
bei Lunkern hingen sind dendritische Strukturen zu beobachten. Poren sind sowohl in der
Auftragschicht (in Abbildung 6.18 der hellere Bereich, unten) als auch in der Wärmeeinflusszone
zu finden. Poren werden in der noch flüssigen Schmelze vor der Erstarrungsfront hergetrieben.
Dies erklärt, warum sich die Poren im Bereich vor dem Phasensaum stauen. Während die Auftragschicht
schon erstarrt ist, sind Teile des Aluminiums noch flüssig. Die Erstarrungsfront im
Aluminium bewegt sich auf die Auftragschicht zu. Mit Erreichen der Auftragschicht können die
Gasblasen nicht weiter an die Oberfläche aufsteigen, da diese schon erstarrt ist.
In Abbildung 6.19 sind typische Querschliffe, die mit gleichen Parametern, aber unterschiedlichen
Fülldrähten beschichtet waren, dargestellt. Bei der mit SUNA 8 beschichteten Probe (Abbildung
6.19 links) ist eine deutliche Ansammlung von Poren im Bereich des Phasensaums zu erkennen.
Die Risse verteilen sich typischerweise am Rand der Naht, sowie im Bereich des Phasensaums.
In Abbildung 6.19 rechts ist ein Querschliff einer mit SUNA 6Al10 beschichteten Probe
gezeigt. Hier ist eine deutlich geringere Neigung zur Porenbildung zu erkennen, jedoch ist die
Rissigkeit in der Schicht deutlich höher. Die Anzahl der Poren bei allen untersuchten Proben mit
der Beschichtung des SUNA 6Al10 ist am geringsten und des SUNA 8 am hochsten, Abbildung
6.20.
50

Abbildung 6.19: Porenbildung bei unterschiedlichen Fülldrähten
Schweißparameter: v S = 0,50 m/min; v D = 5,20 m/min; t P = 1,95 ms; I Grund = 90 A; Substrat:
AC-AlSi9Cu3; Argon 4.6, 22 l/min
Abbildung 6.20: Porenverteilung in der Auftragschicht bei unterschiedlichen Fülldrähten
6.3.3 Intermetallischer Phasensaum
Die Breite, sowie die Zusammensetzung des Phasensaums stellt eine wichtige Beurteilungsmöglichkeit
der Verbindungsqualität dar. Im Phasensaum existieren spröde intermetallische Phasen
der Form Fe x Al x . Wegen des damit verbundenen Risikos der Rissbildung sollte die Phasensaumbreite
minimiert werden. Die Rissanfälligkeit eines breit ausgebildeten Phasensaums unter Belastung
ist höher einzuschätzen als die eines schmalen Saumes. Da die Phasensaumbreite eine
Schlüsselrolle für die Nahtanbindung spielt, wurde sie anhand von lichtmikroskopischen Bildern
analysiert und ausgewertet. In Abbildung 6.21 ist die Breite des Phasensaums dargestellt. Zur
51

Verdeutlichung der Schwankungen in der Phasensaumbreite ist zusätzlich die Standartabweichung
mit aufgeführt. Eine höhere Standartabweichung zeigt eine höhere Differenz der Saumbreiten.
Diese ist sowohl negativ für die Anbindung der Naht als auch für die Aussagefähigkeit
der Messwerte. Auffällig ist, dass der SUNA 6/3 und der SUNA 6 Al 10 bei nahezu gleich niedriger
Phasensaumbreite auch eine geringe Sandartabweichung zeigen. Ein gleichmäßig schmaler
Phasensaum besitzt homogene Eigenschaften und damit eine geringere Gefahr der Rissbildung
und damit schließlich eine höhere Stabilität.
Abbildung 6.21: Phasensaumbreite und zugehörige Standartabweichung in Abhängigkeit
von unterschiedlichen Fülldrähten
Abbildung 6.22 zeigt REM Aufnahmen des Phasensaums bei 400-facher Vergrößerung. Es handelt
sich um Rückstreuelektronenbilder. Gut zu erkennen sind die lamellenartigen Siliziumausscheidungen
der Aluminiumlegierung in der Wärmeeinflusszone. Der Saum ist etwas heller dargestellt
als das Substrat, weil dieser eine Mischung der Elemente aus Auftragschicht und
Grundwerkstoff ist. Die Abbildungen zeigen unterschiedliche Ausbildungen des Phasensäums.
Jedoch kann nicht davon ausgegangen werden, dass die jeweilige Ausbildung typisch für diese
Legierung ist. Eine Homogenität des Phasensaumes über einen größeren Bereich hinweg existiert
nicht.
Die dunklen großflächigen Bereiche in Abbildung 6.22 zeigen einen erhöhten Aluminiumanteil.
Ein Linescan (Elementanalyse von auf einer Line liegenden einzelnen Punkten) über einen solchen
dunklen Bereich in der Auftragschicht des SUNA 6 Al 10 verdeutlicht diese Aussage (Abbildung
6.23). Es ist zu erkennen, dass der Eisenanteil im hellen Bereich höher ist als im dunkleren.
Einzelne Peaks für Silizium in der WEZ erklären sich damit, dass in diesem Falle einzelne Punktmessungen
auf die Siliziumausscheidungen gefallen sind. Es sind hohe Aluminium- und Silizi-
52

umanteile in der Auftragschicht zu finden. Daraus kann auf eine hohe Aufmischung geschlossen
werden, jedoch liegt keine Diffusion von Eisen oder Chrom in Richtung Substratwerkstoff vor.
a) b)
c) d)
Abbildung 6.22: REM-Aufnahmen der Phasensaumbreite bei unterschiedlichen
Fülldrähten
a- SUNA 8; b- SUNA 6; c- SUNA 6/3; d- SUNA 6Al10
Es existieren lediglich im Randbereich des Substrats Ausscheidungen mit phasensaumähnlicher
Zusammensetzung in Form von Inseln (s. Abbildung 6.22). Eine quantitativ aufgeschlüsselte A-
nalyse des Phasensaums einer SUNA 6 Beschichtung ist Abbildung 6.24 und Tabelle 6.1 zu entnehmen.
Ein Atomanteil von 72,5% Fe deutet auf die intermetallischen Phasen Fe 2 Al 5 und FeAl 3
hin. Fe 2 Al 5 kann bis zu 73 At% und FeAl 3 bis zu 76 At% Aluminium lösen.
53

Abbildung 6.23: Linescan im Bereich des Phasensaums der mit SUNA 6Al10 beschichteten
Auftragsnaht
54

Abbildung 6.24: Phasensaumanalyse der mit SUNA 6 beschichteten Auftragsnaht
Messpunkte
Elemente, in A%
Al Si Cr Fe
P 09 72.48 12.45 3.32 11.72
P 10 98.21 0.71 0.00 0.08
P 11 72.59 12.17 5.40 9.72
P 12 40.32 6.56 17.10 36.02
Tabelle 6.1: Elementverteilung an den gemessenen Punkten in Abbildung 6.24
Im Hinblick auf eine gezielte Weiterentwicklung des Zusatzwerkstoffes zur Vermeidung von Rissen
erfolgte REM Untersuchungen an Auftragschweißungen. Die Phasenanalyse mittels EBSD
verdeutlicht, dass die Rissbildung nicht direkt mit Bereichen erhöhter Konzentration an intermetallischen,
boridischen oder karbidischen Phasen zurückzuführen ist (Abbildung 6.25). Diese Untersuchungen
deuten darauf hin, dass für die Weiterentwicklung der Legierungen, geringere Gehalte
interstitiell gelöster Atome in der Matrix anzustreben sind.
Abbildung 6.25: Rissbildung in der mit SUNA 6 beschichteten Auftragschweißnaht
55

6.3.4 Mikrohärte
Härtemessungen werden bevorzugt für die Charakterisierung des Verschleißwiderstands angewendet,
da ihre Durchführung verhältnismäßig einfach und gut automatisierbar ist. Die durchschnittliche
Härte der Auftragschichten ist mit rund 770HV0.1 bzw. für den SUNA 6/3 mit
680HV0.1 hoch (siehe Tabelle 6.2). Damit eignen sich prinzipiell alle 4 Beschichtungen hervorragend
für Verschleißschutzschichten. Zum Vergleich: die Härte des unbeschichteten Grundwerkstoffes
beträgt etwa 80HV0.1. Die Wärmeleitfähigkeit von Aluminium ist rund fünfmal höher als
die von niedrig legiertem Stahl, im Vergleich zu hoch legiertem Stahl ist sie ca. 15-mal höher. Die
resultierende Abkühlgeschwindigkeiten der Auftragschicht unterstützen die nanokristalline Erstarrungt.
Mikrohärte in HV 0.1 SUNA 8 SUNA 6 SUNA 6/3 SUNA 6Al10
Anzahl der Messpunkte ca.50 ca.50 ca.50 ca.50
Mittelwert 767 774 680 781
Standartabweichung 126 97 105 107
Spannweite 654 554 512 523
Minimum 557 575 509 415
Maximum 1211 1119 1021 938
Tabelle 6.2: Relevante Merkmale der Härtemessung
In Abbildung 6.26 die für die alle vier Auftragschichten gemessene Mikrohärte aufgezeichnet.
Abbildung 6.26: Mikrohärte der Auftragschicht bei unterschiedlichen Fülldrähten
Auffallend ist die deutlich geringere Härte des SUNA 6/3. An der Werkstoffanalyse der verwendeten
Drähte erkennt man, dass dieser Draht im Vergleich zu den anderen niedrig legiert ist. Der
Gewichtsanteil an Chrom liegt nur bei 8,9% und der des Bors bei 1,9%. Ausschlaggebend für die
56

Härte einer Stahllegierung sind die enthaltenen Karbide, Boride und Silizide. Die Karbidbildung
ist aber aufgrund des geringen Kohlenstoffanteils (< 0,4 Gew.-%) stark eingeschränkt. Die wenigen,
sich bildenden Wolfram- und Molybdäncarbide spielen keine große Rolle für die Härte der
SUNA 6/3 Auftragschichten. Die höchste Härte von 781HV0.1 erreichte die Beschichtung mit
dem SUNA 6Al10. Dies ist zurückzuführen auf den Aluminiumanteil des Fülldrahtes. Der schon
im Draht enthaltene Aluminiumanteil bringt auch einen erhöhten Anteil in der Beschichtung mit
sich. Da nur ein begrenzter Anteil Aluminium im Eisen gelöst werden kann, führt dies bei höherem
Aluminiumanteil zur Ausscheidung intermetallischer Phasen. Diese intermetallischen Phasen
sind hart und spröde. Daher erklärt der höhere Aluminiumanteil des SUNA 6Al10 die hohe
Härte der Beschichtung.
6.4 Entwicklung der Puffer- und Auftragswerkstoffe
6.4.1 Pufferschichten
Zur Lösung der Rissproblematik wurden Pufferschichten entwickelt. Ziel ist es, in der Pufferschicht
die Spannungen abzubauen. Auf Grund der Legierungsbildung mit dem Al Grundwerkstoff
einerseits und dem Fe Auftragwerkstoff andererseits wurden unterschiedliche Cu-
Basiswerkstoffe untersucht, da Kupfer mit sehr vielen Metallen eine lückenlose Mischkristallreihe
bzw. ausgedehnte Mischkristallbereiche bildet.
Um qualitativ hochwertige Auftragschweißungen mit dem derzeitigen Stand der Technik für e-
nergiereduzierte Metallschutzgasschweißprozesse zu erreichen, wurden Versuche mit Pufferwerkstoffen
auf Kupferbasis durchgeführt. Bei den ersten Versuchen wurden zwei Cu-Basis Pufferwerkstoffen
CuSi3 und CuAl8 in Drahtform (Ø1.2 mm) eingesetzt. Wie von den Schliffbildern
zu sehen ist, dass mit dem Pufferwerkstoff CuAl8 eine feinere Schuppung und deutlich weniger
Rissbildung entsteht, Abbildung 6.27 rechts.
Abbildung 6.27: Pufferschichten: CuSi3, links; CuAl8, rechts
57

Pufferschichten müssen so eine Legierungszusammensetzung haben, dass man mit dem die
Temperaturgradienten beim Erstarren und Schweißeigenspannungen, auch die Bildung intermetallischer
Phasen in der Puffer- und Auftragschicht reduzieren kann. Für eine Legierungsentwicklung
wurden Pufferschichten auf Cu-Basis mittels Calphad-Berechnungen (Calculation of Phase
Diagrams) entwickelt und untersucht. Ein Pufferwerkstoff mit Silizium und variierender Aluminiumaufmischung
(5-30 %) zeigt bereits ab ca. 6% Al verstärkte Al-Cu-Phasenbildung. Der 3% Si-
Anteil führt zur Bildung von Fe-Si-Phasen und Ausscheidung vom reinen Silizium, Abbildung 6.
28. Bei den Cu-Al-Pufferwerkstoffen bringt die Aufmischung mit Fe bei 10 % Al, 73 % Cu, 0,5 %
Si und 10 % Al, 50 %Cu, 3 % Si keinen zusätzlichen Sprödphasenanteil (Abbildung 6.29). auch
bei Cu-Ni-Pufferwerkstoffen bringt die Aufmischung (Al-Anteil < 10 Gew.-%) mit Eisen keine weiteren
spröden Phasen. Eine zunehmende Aluminiumaufmischung führt verstärkt zur Bildung von
spröden Phasen, Abbildung 6.30.
Abbildung 6.28: Phasen-Berechnungsdiagramm für die Cu-Al-Pufferschicht
58

Abbildung 6.29: Phasen-Berechnungsdiagramm für die Cu-Si-Pufferschicht
Abbildung 6.30: Phasen-Berechnungsdiagramm für die Cu-Ni-Pufferschicht
Nach der Analyse der Phasenberechnungen und Ergebnisse der Testversuche wurde festgestellt,
dass die Aluminiumaufmischung der Cu-Basis-Pufferschicht 10 Gew.-% nicht überschreiten
soll, sonst entstehen vermehrt spröde Phasen. Der Eisenanteil im Pufferwerkstoff bewirkt
59

keine erhöhte Sprödphasebildung, dagegen muss man einen Siliziumanteil über 3 % im Pufferwerkstoff
wegen Fe-Si-Phasen vermeiden. Aus diesem Grund wurden zwei weitere Cu-
Basisdrähte, AlBz9Fe und AlBz5Ni2 mit 1.2 mm Durchmesser, als Pufferwerkstoff untersucht.
Hierbei zeigen die mit AlBz5Ni2 geschweißten Pufferschichten ohne Poren und Rissen gute Ergebnisse,
Abbildung 6.31. Auch die REM-Bilder zeigen eine gute metallurgische Vermischung
zwischen Pufferschicht und Al-Substrat und eine dünnen intermetallischen Phasensaum, Abbildung
6.32. Alle Versuche wurden mit der energiereduzierten Impulslichtbogentechnik, MSG Pulse
CP, durchgeführt.
Abbildung 6.31: Porenarme und rissfreie Pufferschicht mit AlBz5Ni2
Schweißparameter: v S = 1,20 m/min; v D = 4,70 m/min; U P = 30 V; I Grund = 80 A; t P =1,55 ms;
Substrat: AC-AlSi9Cu3; Argon 4.6, 22 l/min
Abbildung 6.32: REM-Aufnahme von Pufferschicht mit AlBz5Ni2
Schweißparameter wie im Bild 6.31.
6.4.2 Auftragswerkstoffe
Die durchgeführte Mikrosondenanalytik des Fülldrahtes SUNA 6/3 gibt zu erkennen, dass das
Element Bor zur Schmelzpunktabsenkung und besseren Fließfähigkeit an Chrom gebunden ist,
60

Abbildung 6.33. Ein unvollständiges Aufschmelzen des Metallpulvers, wie es aus den Hochgeschwindigkeitsvideoaufnahmen
erkennbar wird, bewirkt somit kein vollständiges Lösen von Bor
vom Chrom. Somit darf angenommen werden, dass der Schmelzpunkt und das Schmelzintervall
der Fülldrahtzusammensetzung nicht den Erwartungen entsprechen, sondern deutlich höher und
breiter im realen Prozess ausfallen.
Abbildung 6.33: Indizierung der Borbindung im Pulver des Drahtes SUNA 6/3
Elektronmikroskopische Untersuchungen zur Ursache der Rissbildung (Abbildung 6.34) zeigen,
dass eine Aluminiumaufmischung in der Auftragschicht bis 29 Gew.-% (Tabelle 6.3) infolge der
Größe des Schmelzbadvolumens vorliegt.
Abbildung 6.34: Rissbildung in intermetallischen Phasen
Schweißparameter: v S = 0,55 m/min; v D = 5,90 m/min; U P = 28 V; I Grund = 80 A; t P = 2,30 ms;
Substrat: AC-AlSi9Cu3; Auftragwerkstoff: SUNA 6/3; Argon 4.6, 22 l/min
61

Tabelle 6.3: Elementanalyse in der Auftragsschicht
Eine Aluminiumaufmischung von 28 At.-% in der Schicht führt zur Bildung spröder Eisen-
Aluminium-Mischkristalle und intermetallischer Al x Fe y -Phasen in der Auftragschicht. Zur Verifikation
dieser Hypothese wurde im Folgenden die Electron Back Scatter Diffration-Analytik (EBSD)
zur Phasenanalyse angewendet. Aufgrund gleicher Kristallstruktur und ähnlicher Gitterabstände
des Eisen-Aluminium-Mischkristalls und der intermetallischen Fe-Al-Phase kann jedoch nicht mit
hinreichender Sicherheit indiziert werden, welche Phase im Einzelnen vorliegt (Abbildung 6.35).
Die zusammenfassende Betrachtung der Ergebnisse aus EDX und EBSD deuten auf vermehrte
Eisen-Aluminium-Mischkristallbildung in der Auftragschicht hin.
Abbildung 6.35: EBSD-Analyse einer Auftragschweißung
62

Die Schmelzpunktabsenkung des Fülldrahtes ist eine Maßnahme zur Verringerung der Aluminiumaufmischung
in der Auftragschicht und Rissbeherrschung. Diese Erkenntnis erfordert für ein
besseres Verständnis Berechnungen zu den Liquidus- und Solidustemperaturen mit und ohne
Bor. Hier wurden Fülldrähte mittels Calphad-Berechnungen (Calculation of Phase Diagrams)
entwickelt und untersucht. Die Ergebnisse verdeutlichen, dass Bor und Silizium senkend auf die
Schmelztemperatur wirken, Abbildung 6.36. Ein Boranteil über 1,6 Gew.-% im Fülldraht sollte
aufgrund der verstärkten Bildung boridischer Phasen vermieden werden. Ein Aluminiumanteil bis
20 Gew.-% im Fülldraht hat einen vernachlässigbaren Einfluss auf die Schmelztemperatur, im
Hinblick auf die Eisen-Aluminium-Mischkristallbildung sollte er jedoch vermieden werden.
Um den Einfluss weiterer Legierungselemente wie Mangan und die Bedeutung von Bor und Silizium
auf die Schmelztemperatur und das Schmelzintervall zu evaluieren und somit ein besseres
Verständnis für die Legierungsentwicklung des Auftragwerkstoffes zu gewinnen, wurden weitere
Eisenbasislegierungen verarbeitet, darunter niedrig schmelzende Legierungen wie
Fe32,0Ni8,0Si1,6B0,1C (Stein A863M) und Fe30,0Ni8,0Si2,0Mn1,6B0,1C (Stein A867M), Abbildung
6.37. Die Schliffbilder zeigen weniger Poren und Einbrandkerben, Abbildung 6.38.
Abbildung 6.36: Phasenberechnungsdiagramm des Drahtes SUNA 6/3 mit und ohne Bor
und Chrom
63

Abbildung 6.37: Berechnungsdiagramm der Solidus- und Liquidustemperaturen der untersuchten
Drähte
Abbildung 6.38: Auftragsschicht mit niedrig schmelzendem Draht Stein A863M
Schweißparameter: v S = 0,55 m/min; v D = 3,90 m/min; U P = 24 V; I Grund = 90 A; t P = 1,65 ms;
Substrat: AC-AlSi9Cu3; Argon 4.6, 22 l/min
Nach den CalPhaD-Berechnungen und Testversuchen wurde der Fülldraht SUNA 6/3 mit der
Zusammensetzung Fe 8,9Cr 2,6W 1,9B 1,3Nb 0,5Si 0,4C für die weiteren Untersuchungen eingesetzt.
Der Draht hat:
• die kleinste Schmelztemperatur von 938°C und benötigt damit wenig Energie zum
Aufschmelzen
• den größten Fe-Mischkristallanteil von 83,5 Gew.-%
• den kleinsten Anteil karbidischer Phasen mit 0,3 Gew.-%
• einen spritzerfreien und stabilen Schweißprozess
• gleichmäßige Auftragschweißnähte
64

6.5 Vermeiden von Schweißfehlern am Nahtanfang und –ende
Aluminium hat eine geringe Dichte und ist ein guter Wärmeleiter. Durch diese Eigenschaft kommt
es bei Schweißbeginn zu Kaltstellen, die Rissbildung verursachen (Abbildung 6.39). Deshalb
wird zu Schweißbeginn mittels einer durch die Stromquelle unterstützten Funktion eine höhere
Schweißleistung abgerufen. Dadurch wird das Grundmaterial bereits während der Zündphase
aufgeschmolzen. Ist genügend Wärme ins Schmelzbad eingebracht, wird auf die nominelle
Schweißleistung abgesenkt. Zum Ende der Schweißnaht läuft die Wärme vor und wegen des
resultierenden Wärmestaus entstehen Endkrater mit Rissen, Abbildung 6.39.
Abbildung 6.39: Fehlerstellen am Nahtanfang und –ende
Schweißparameter: v S = 1,50 m/min; v D = 3,30 m/min; U P = 30 V; I Grund = 90 A; t P = 1,6 ms;
Substrat: AC-AlSi9Cu3; Auftragwerkstoff: SUNA 6/3; Argon 4.6, 22 l/min
Wegen der guten elektrischen Leitfähigkeit des Aluminiums ist der Übergangswiderstand zwischen
Fülldrahtende und Substratoberfläche relativ gering und die Erwärmung dort entsprechend
niedrig. Deshalb ist es sinnvoll, mit einem in der Höhe und Zeit definierten Stromimpuls zu zünden.
Bei der Zündung des Lichtbogens ist der Einbrand auf dem noch kalten Alu-Substrat noch
gering und es kommt dadurch an dieser Stelle zu Einbrandfehlern. Aus diesem Grund wird kurzzeitig
mit erhöhter Schweißenergie gestartet. Nach Start der Schutzgasströmung bewegt sich der
Draht mit programmierter Geschwindigkeit und zündet beim Berühren der Substratsoberfläche
mit dem programmierten Zündstrom (Startparameter) den Lichtbogen. Anschließend wird für eine
einstellbare Zeit mit erhöhter Schweißenergie gestartet, um Kaltstellen zu vermeiden. Erst danach
wird auf das eigentliche Arbeitsprogramm (Hauptparameter) umgeschaltet, Abbildung 6.40.
Abbildung 6.40: Parameterprogrammierung zur Schweißfehlervermeidung
65

Bei den Auftragschweißversuchen war es das Ziel, den sich am Ende der Auftragsnaht ausbildenden
Krater so klein wie möglich zu halten, um Endkraterlunker und –risse zu vermeiden. Für
diesen Zweck wird ein Endprogramm (Endparameter) benutzt, so dass man für eine bestimmte
Zeit die Strommenge und gleichzeitig den Drahtvorschub reduziert und damit eine geringeren
Wärmeeinbringung ins Substrat resultiert. Mit dem Einsatz der Parameterprogrammierung wurden
Fehlerstellen am Nahtanfang und –ende vermieden, Abbildung 6.41. Bei der Parametereingabe
werden nur die Hauptparameter gezeigt.
Abbildung 6.41: Vermeidung der Fehlerstellen am Nahtanfang und –ende
Schweißparameter: v S = 1,50 m/min; v D = 3,30 m/min; U P = 30 V; I Grund = 80 A; t P = 1,6 ms;
Substrat: AC-AlSi9Cu3; Auftragwerkstoff: SUNA 6/3; Argon 4.6, 22 l/min
6.6 Auftragschweißungen mit Pufferschichten
Die Ergebnisse mit der Pufferschicht und anschließender Panzerung lassen eine rissarme Auftragschicht
erkennen, Abbildung 6.42. Der Draht SUNA 6/3 weist dabei eine gute Verarbeitbarkeit
im Hinblick auf den Werkstoffübergang auf. Nach dem Panzern delaminierte die Puffer- und
Funktionsschicht. Die Delamination ist im Bereich der Grenzschicht Substrat und Pufferschicht
lokalisiert. Die Auftragsschicht ist nahezu rissfrei.
Abbildung 6.42: Auftragschweißen mit Pufferschicht (Kurzlichtbogen)
Schweißparameter: v S = 0,50 m/min; v D = 3,00 m/min; U S = 16 V; I S = 160 A; Substrat: AC-
AlSi9Cu3; Pufferwerkstoff: CuSi3; Auftragwerkstoff: SUNA 6/3; Argon 4.6, 22 l/min
Die Kombination aus Puffer- und Auftragwerkstoff ist schweißbar und eine Pufferschicht auf Kupferbasis
ermöglicht das Auftragschweißen von Eisenbasiswerkstoffen auf Aluminiumsubstraten
mittels energiereduzierter Lichtbogentechnik. Die energiereduzierte Impulslichtbogentechnik,
66

MSG Pulse CP, zeigt hier bessere Ergebnisse mit dem Pufferwerkstoff AlBz5Ni2. Die Schliffbilder
verdeutlichen einen gleichmäßigen Nahtverlauf und wenig Rissbildung mit dem Pufferwerkstoff,
Abbildung 6.43.
Abbildung 6.43: Auftragschweißen mit Pufferschicht (Impulslichtbogen)
Schweißparameter: v S = 1,50 m/min; v D = 3,30 m/min; U P = 30 V; I Grund = 90 A; t P = 1,6 ms;
Substrat: AC-AlSi9Cu3; Auftragwerkstoff: SUNA 6/3; Argon 4.6, 22 l/min
Die Ergebnisse der elektronmikroskopischen Analyse verdeutlichen, dass der Grundwerkstoff mit
der Fe-Schicht weniger Aufmischung hat. Der höchste Fe Anteil ist in der Übergangszone, Abbildung
6.44. Die geringe Aufmischung des Grundwerkstoffes kann man mit der Impulsnachbereitungszeit
erklären. Die Impulsnachbereitungszeit im CP-Prozess beeinflusst betragsmäßig letztlich
den Stromstärkeanteil am Wärmeeintrag. Sie umfasst die Zeit vom Lösen des Tropfens an
der Drahtelektrode bis zum Übergang in den Grundwerkstoff. Eine Erhöhung dieser Zeit bedeutet
eine Absenkung der Stromstärke und eignet sich damit zum Minimieren des Wärmeeintrags.
Abbildung 6.44: Elektronmikroskopische Analyse de Schicht (Impulslichtbogen)
67

Die Größe der Wärmeeinflusszone hängt vom Wärmeeintrag ab. Eine breite WEZ deutet auf
einen hohen Wärmeeintag mit geringer Energiedichte hin. Messungen zeigen, dass bei mit dem
Pufferwerkstoff geschweißten Auftragsschweißnähten des gasverdüsten SUNA 6/3 sich die
schmalste WEZ ausbildet, Abbildung 6.45.
Abbildung 6.45: WEZ bei mit Pufferschicht gepanzerten Auftragsschweißnähten
6.6.1 Risse
Mit der Pufferschicht wurden die Risse in der Auftragsschicht reduziert, aber rissfreie Schweißnähte
konnten nicht erzielt werden. Der auftretende Temperaturgradient beim Erstarren der
Schmelze beim System Eisen-Aluminium ist zu groß und führt somit zu Schweißeigenspannungen,
welche von der Metallmatrix nicht mehr aufgenommen werden können und Risse sind die
Folge (Abbildung 6.46).
Abbildung 6.46: Risse bei mit Pufferschicht gepanzerten Auftragsschweißnähten
Schweißparameter: v S = 1,20 m/min; v D = 3,30 m/min; U P = 29 V; I Grund = 85 A; t P = 1,55 ms;
Substrat: AC-AlSi9Cu3; Auftragwerkstoff: SUNA 6/3; Argon 4.6, 22 l/min
68

In der Wärmeeinflusszone treten Aufschmelzrisse (Abbildung 6.47) auf, hier schmelzen auf den
Korngrenzen abgelagerte niedrigschmelzende Phasen auf. Die Risse entstehen hier auch durch
Spannungen beim Schrumpfen.
Abbildung 6.47: Risse in der WEZ bei Auftragsschweißnähten mit Pufferschicht
Schweißparameter: v S = 1,20 m/min; v D = 3,30 m/min; U P = 29 V; I Grund = 85 A; t P = 1,55 ms;
Substrat: AC-AlSi9Cu3; Auftragwerkstoff: SUNA 6/3; Argon 4.6, 22 l/min
Aus Sicht der Fertigungstechnik verdeutlichen die Untersuchungsergebnisse, dass eisenbasierte
1,6 mm Fülldrähte auf Aluminiumsubstraten mittels energiereduzierter Lichtbogentechnik gegenwärtig
ohne Vorwärmung und langsame Abkühlung nicht zu verarbeiten sind.
6.6.2 Poren
Niedrigere Schweißgeschwindigkeiten führen zu einem großen Wärmeeintrag. Eine große Wärmemenge
verursacht die Entstehung von vielen Rauchpartikeln, die den Schmelzbadschutz
durch Schutzgas stören. Um den Schmelzbadschutz gewährleisten zu können, wurde die
Schutzgasmenge erhöht. Dies führt zu Turbulenzen, wenn eine zu große Schutzgasmenge eingestellt
wird. Die Schutzgasströmung verwirbelt und Gasanteile dringen ins Schmelzbad ein. Die
Wärmemenge eines großen Schmelzbades erhitzt das umgebenden Gas (Schutzgas oder Luft),
die die Turbulenzen auslöst. Durch diese Turbulenzen wird das erhitzte Gas in das Schmelzbad
transportiert und damit entstehen Poren, Abbildung 6.48.
69

Abbildung 6.48: Poren bei mit Pufferschicht gepanzerten Auftragsschweißnähten
Schweißparameter: v S = 1,20 m/min; v D = 3,30 m/min; U P = 29 V; I Grund = 85 A; t P = 1,55 ms;
Substrat: AC-AlSi9Cu3; Auftragwerkstoff: SUNA 6/3; Argon 4.6, 22 l/min
Legierungen mit einem hohen Anteil an niedrig schmelzenden Phasen in der Pufferschicht, vor
allem Zn, sind mit diesem Prozess nur bedingt schweißbar. Die Verdampfung der niedrig schmelzenden
Bestandteile führt zur Porenbildung in der Auftragsschicht.
Eine weitere Ursache der Porenbildung ist die Abkühlgeschwindigkeit. Ein kleines Schmelzbad
kühlt so schnell ab, dass die Gasblasen keine Zeit haben, um im flüssigen Metall aufzusteigen –
Poren sind die Folge. Um diese zu vermeiden, muss das Schmelzbad andere Bedingungen zum
Entgasen haben, z.B. langsamer Abkühlen.
6.6.3 Intermetallischer Phasesaum
Der Phasensaum ist häufig als deutliche Grenzschicht zwischen Einbrandfläche und Substrat
erkennbar (Abbildung 6.49), doch partiell sind seine Grenzen nicht deutlich zu erkennen. Da seine
Bildung vom Abkühlverhalten des Substrates und dem Wärmeeintrag abhängig ist, zeigt sich
an Stellen mit geringer Abkühlrate, dort wo die Einbrandfläche wie eine U-Form in das Substrat
einschmilzt, ein ausgeprägter Phasensaum. Dieser beträgt dann oft ein Vielfaches der Stellen mit
hoher Abkühlungsrate.
70

Abbildung 6.49: Ausbildung des Phasensaums bei mit Pufferschicht gepanzerten
Auftragsschweißnähten
Schweißparameter: v S = 1,30 m/min; v D = 3,40 m/min; U P = 28 V; I Grund = 90 A; t P = 1,70 ms;
Substrat: AC-AlSi9Cu3; Auftragwerkstoff: SUNA 6/3; Argon 4.6, 22 l/min
Bei den meisten Proben bilden sich direkt im Phasensaum Mikrorisse aus. Die Bildung der Mikrorisse
im Phasensaum ist absolut unregelmäßig. Abbildung 6.50 links zeigt einen schmalen Phasensaum
ohne Riss, bei der Probe in Abbildung 6.50 rechts hat sich trotz des breiten Phasensaums
kein Riss gebildet. Der Phasensaum ist aufgrund seiner Sprödigkeit sehr rissanfällig. Die
entstehenden Risse sind Kaltrisse, welche durch Eigenspannungen infolge der Werkstoffschrumpfung
bei der Abkühlung entstehen.
Abbildung 6.50: Phasensaum mit Mikrorissen bei mit Pufferschicht gepanzerten Auftragsschweißnähten
6.6.4 Härteprüfung
Der Mikrohärte stellt hinsichtlich der angestrebten nanokristallin Erstarrung unter Verwendung
eines innovativen Fülldrahtes auf Eisenbasis ein wichtiges Nachweiskriterium dar. Es ist tenden-
71

ziell zu erkennen, dass ein geringerer Wärmeeintrag eine Erhöhung der Mikrohärte begünstigt.
Um die Messungenauigkeiten gewährleisten zu können, ist die Durchführung den Härtemessungen
über die Auftragsschichtdicke und quer zur Auftragsschicht sinnvoll. In Abbildung 6.51 ist
eine Härtemessreihe über die gesamte Schicht einer Auftragschweißung zu sehen. Der Messanfang
über die Auftragsschichtdicke war 0.15 mm unterhalb der Nahtoberfläche. Die Messwerte
wurden in einem Abstand von 0.1mm aufgenommen. Nach ca. 2.2 mm endete die Auftragsschicht.
Ab hier beginnt die Pufferschicht. Der Phasensaum schloss sich an und die WEZ endete
bei ca. 3.3 mm Abstand von der Nahtoberfläche. Das Alu-Substrat begann nach 3.5 mm Abstand
von der Nahtoberfläche. Im Phasensaum konnte ein Härtewert von bis zu 772 HV0.1 gemessen
werden. Der Mittelwert der Mikrohärte in der Schweißnaht liegt bei 854 HV 0.1 und im Phasensaum
mit WEZ bei 707 HV0.1.
Beim Substratwerkstoff tritt in der Wärmeeinflusszone vornehmlich eine Entfestigung durch grobe
Ausscheidungen aus dem übersättigten Mischkristall bzw. eine Vergröberung der inkohärenten
Ausscheidungen auf. Hier ist also die Wärmeeinflusszone die schwächste Stelle der Verbindung.
Insbesondere wegen der bei der schnellen Abkühlung des Substrates entsteht unvermeidlichen
Aufhärtung. Dies verdeutlicht die Härtemessung quer zur Auftragsschweißnaht, Abbildung,
6.52. Im Gegensatz dazu zeigt der Pufferwerkstoff ein völlig anderes Verhalten. Gegenüber den
aushärtbaren Substrat- und Auftragswerkstoffen zeichnet sich die Pufferschicht infolge der Legierungselemente
durch eine geringe Aufhärtung aus. Die beim Panzern eingebrachte Wärme wirkt
hier vornehmlich wie ein Lösungsglühen, die Abkühlung des Substrates nach dem Schweißen
wegen der guten Wärmeleitfähigkeit wie eine langsame Abkühlung.
Abbildung 6.51: Linienhärtemessung über die Auftragsschichttiefe
Schweißparameter: v S = 1,50 m/min; v D = 3,70 m/min; U P = 32 V; I Grund = 100 A; t P = 1,66 ms;
Substrat: AC-AlSi9Cu3; Auftragwerkstoff: SUNA 6/3; Argon 4.6, 22 l/min
72

Abbildung 6.52: Linienhärtemessung quer zur Auftragsschweißnaht
Schweißparameter: v S = 1,50 m/min; v D = 3,70 m/min; U P = 32 V; I Grund = 100 A; t P = 1,66 ms;
Substrat: AC-AlSi9Cu3; Auftragwerkstoff: SUNA 6/3; Argon 4.6, 22 l/min
Die durchgeführten Flächenhärtemessungen an der Oberfläche sollten Aussagen über die Härteverteilung
in den oberflächennahen Bereichen der Auftragschichten generieren. Jedoch sind
die Schwankungen zwischen den einzelnen Messwerten zu hoch, um mögliche Tendenzen, wie
z.B. Abnahme der Härte mit zunehmender Entfernung von der Oberfläche, zu erkennen (Abbildung
6.53). Beschichtungen weisen hohe Schwankungen zwischen den Messwerten auf. Der
starke Unterschied der Härtewerte innerhalb einer Probe kommt durch eine grobkörnigere Verteilung
der Hartphasen in der Beschichtung zustande.
Abbildung 6.53: Flächenhärtemessung
6.7 Vor- und Nachwärmen
Die Versuchergebnisse zum Vorwärmen mit WIG- und Plasmaverfahren zeigen, dass das lokale
Vorwärmen die Rissentstehung an der Auftragsoberfläche aber auch in der Schicht nicht verhin-
73

dert. Aufgrund der hohen Wärmeleitfähigkeit des Aluminiums wird die vorgewärmte Spur schnell
abgekühlt. Anschließendes Auftragschweißen bringt viel Wärme ins Substrat ein und damit bleibt
keine Zeit, um die Spannungen abzubauen. Um dies zu verhindern, wurden Vorwärmversuche
durchgeführt. Die Versuche zur Substratvorwärmung erfolgten hierbei nicht zeitlich lokal vorlaufend,
sondern das Substrat wurde ganzheitlich in einem Ofen bis 250°C, 10 min vorgewärmt. Die
Ergebnisse zeigen, dass die Risse an der Auftragsoberfläche und in der Schicht weitgehend reduziert
wurden, aber rissfreie Schichte konnten nicht erzielt werden, Abbildung 6.54.
Abbildung 6.54: Auftragsschweißnaht mit Pufferschicht und Vorwärmen
Schweißparameter: v S = 1,30 m/min; v D = 3,70 m/min; U P = 30 V; I Grund = 90 A; t P = 1,60 ms;
Substrat: AC-AlSi9Cu3; Auftragwerkstoff: SUNA 6/3; Argon 4.6, 22 l/min; Vorwärmetemperatur:
250°C
Aufgrund unterschiedlicher Wärmeleitfähigkeiten und Schmelztemperaturen der Auftrag- und
Substratwerkstoffe entstehen nach der Abkühlung Risse, die mit einem Vorwärmen nicht zu vermeiden
sind. Es wird deutlich, dass die Teile nach dem Panzern langsamer abgekühlt werden
müssen. Um die langsame Abkühlung zu erzielen, wurden Versuche durchgeführt und die Temperaturen
und Haltezeiten für das Vor- und Nachwärmen optimiert. Die geschweißten Teile wurden
sofort nach dem Panzern in den Ofen gelegt und langsam abgekühlt. Abbildung 6.55 zeigt
das Prozessfenster für rissfreie Auftragschweißungen mit und ohne Pufferschicht.
Abbildung 6.55: Vor- und Nachwärmebedingungen
74

Die Untersuchungen zeigten, dass ein Vorwärmen über 200°C und Nachwärmen nicht unter
150°C erforderlich sind, um die Rissentstehung zu vermeiden.
6.7.1 Auftragschweißungen mit Pufferschicht, Vor- und Nachwärmen
Mit den in Abbildung 6.55 dargestellten Bedingungen konnten Panzerungen mit Pufferschichten
ohne Oberflächenrisse erzielt werden (Abbildung 6.56 links). Das Vorwärmen über 200°C ermöglicht
die Erhöhung der Diffusionsgeschwindigkeit der intermetallischen Phasenbildner. Von der
Abbildung 6.56, rechts ist zu erkennen, dass die Breite des spröden intermetallischen Phasensaums
sich vermindert hat.
Abbildung 6.56: Auftragsschweißnaht mit Pufferschicht, Vor- und Nachwärmen
Schweißparameter: v S = 1,50 m/min; v D = 3,30 m/min; U P = 30 V; I Grund = 90 A; t P = 1,60 ms;
AC-AlSi9Cu3; AlBz5Ni2; SUNA 6/3; Argon 4.6, 22 l/min;
Vorwärmeparameter: T V =250°C; t H1 =10min;
Nachwärmeparameter: T N =200°C; ΔT=10°C/min; t H2 =10min
Abbildung 6.57: Phasensaumbreite bei einer mit Pufferschicht, Vor- und Nachwärmen
gepanzerten Auftragsschweißnaht (Parameter wie in Abbildung 6.56)
Die Messungen bestätigen, dass die Breite des spröden intermetallischen Phasensaums unter
4μm ist, Abbildung 6.57. Mit Vor- und Nachwärmen entstehen bessere Entgasungsbedingungen,
die die Porenzahl in der Schicht vermindern (Abbildung 6.58). Solche Proben weisen auch keine
Risse in der Schicht auf.
75

Abbildung 6.58: Riss- und Porenfreie Auftragsschweißnaht mit Pufferschicht, Vorund
Nachwärmen (Parametern sind wie in Abbildung 6.56)
Aufgrund der niedrigeren Schweißgeschwindigkeit wird eine höhere Wärme eingetragen, woraus
ein höherer Aufmischungsgrad der Pufferschicht mit der Auftragsschicht und damit eine niedrigere
Härte resultiert. Bei alle anderen Proben wurde eine höhere Härte, ca. 850 HV0.1 gemessen,
Abbildung 6.59. Abbildung 6.60 zeigt, dass der höchste Härtewert im dünnen Phasensaum entsteht.
Aufgrund des Borgehaltes im Auftragwerkstoff kann angenommen werden, dass Boride
einen Haupteffekt bei der Härtebildung spielen.
Abbildung 6.59: Linienhärtemessung quer zur Auftragsschicht
(Parametern sind wie in Abbildung 6.56)
76

Abbildung 6.60: Linienhärtemessung über die Auftragsschichttiefe
(Parametern sind wie in Abbildung 6.56)
6.7.2 Auftragschweißungen ohne Pufferschicht und mit Vor- und Nachwärmen
Um die gewonnenen Erkenntnisse aus den Ergebnissen von Auftragschweißungen mit Pufferschicht
auf das Auftragschweißen ohne Pufferschicht mit Fe-Basis Zusatzwerkstoff auf Alu-
Substrate zu übertragen, wurden Versuche mit Vor- und Nachwärmen durchgeführt. Die äußeren
Bedingungen und Gerätetechnik wurden dabei nicht verändert. Aus bisherigen Versuchen ohne
Vor- und Nachwärmen war bekannt, dass die Rissbildung an der Auftragsoberfläche und in der
Auftragsschicht nicht zu vermeiden ist. Mit dem Vorwärmen wird eine Erhöhung der maximalen
Löslichkeit der den intermetallischen Phasensaum bildenden Elemente in der Alu-Matrix (Entstehung
von höherer Härte) ermöglicht und damit die Ausscheidungen vollständig auflöst. Durch
langsame Abkühlung nach einem genau definierten Temperatur-Zeit-Ablauf werden innere
Spannungen vermindert und die Abkühlgeschwindigkeit bzw. Wärmeabfuhr von der Fe-Schicht
in Richtung Al wird verlangsamt. Diese Effekte des Vor- und Nachwärmens ermöglichen es, rissfreie
Auftragschweißnähte zu erzielen, Abbildung 6.61.
Abbildung 6.61: Auftragsschweißnaht mit Vor- und Nachwärmen ohne Pufferschicht
Schweißparameter: v S = 1,20 m/min; v D = 3,30 m/min; U P = 32 V; I Grund = 90 A; t P = 1,60 ms;
AC-AlSi9Cu3; SUNA 6/3; Argon 4.6, 22 l/min;
Vorwärmeparameter: T V =250°C; t H1 =10min;
Nachwärmeparameter: T N =200°C; ΔT=10°C/min; t H2 =10min
77

Die Abbildung 6.62 zeigt die Schweißnahtgefüge mit guter Qualität.
Abbildung 6.62: Gefüge von einer mit Vor- und Nachwärmen ohne Pufferschicht
gepanzerten Auftragsschweißnaht (Parameter wie in Abbildung 6.61)
Die Aufmischung des Aluminiums in der Auftragsschweißnaht ohne Pufferschicht ist geringer, als
die mit Pufferschicht geschweißten. Langsame Abkühlung mit Ofen beeinflusst die Größe, Form
und Verteilung von Karbidbildner. Die wenigen, sich bildenden Wolfram- und Molybdäncarbide
spielen keine große Rolle für die Härte der Auftragschichten. Viel höher ist die Bedeutung der
schon im Draht enthaltenen Boride. Die vorhandenen Chromboride besitzen eine extrem hohe
Härte. Die Auftragschichten weisen Härte quer zur Auftragsnaht von über 1100 HV0.1 auf, Abbildung
6.63.
Abbildung 6.63: Linienhärtemessung quer zur Auftragsschicht
(Parametern sind wie in Abbildung 6.61)
Abbildung 6.64 zeigt eine Linienhärtemessung über die Auftragschichttiefe. Der dargestellte Härteverlauf
ist typisch für alle untersuchten Proben. Die Messung startet 0,15 mm unter der Oberfläche
der Auftragschicht. In der Schicht sind die Härtewerte relativ konstant. Bei ca. 2,5mm ist
der Phasensaum erreicht. Die Härte steigt um bis zu 1200 HV0.1 an. An den Phasensaum
78

schließt sich die Wärmeeinflusszone an. Die Härte liegt hier im Bereich von 400-500 HV 0.1. Das
unbeeinflusste Grundmaterial beginnt bei ca. 3,5mm. Hier liegt die Härte bei etwa 70 HV 0.1. Bei
einigen Proben wurden im oberflächennahen Bereich auch überdurchschnittlich hohe Härten
nachgewiesen. Allerdings konnte keine Regelmäßigkeit derartiger Phänomene beobachtet werden.
Abbildung 6.64: Linienhärtemessung über die Auftragsschichttiefe
(Parametern sind wie in Abbildung 6.61)
6.8 Verschleißmessung
Die Untersuchungen des Verschleißwiderstandes mittels eines Stift-Scheibe Tribometers lassen
anwendungsorientierte Schlüsse auf die Verschleißeigenschaften der verwendeten Auftragstoffe
zu. Die Messungen zur Verschleißbeständigkeit gegen abrasiven Verschleiß wurden mit einem
Tribometer der Firma Wazau mit einer Drehzahl 124 min -1 gemacht. Die Versuche wurden mit
einem Verschleißweg von 100 m auf handelsüblichem SiC-Papier mit der Körnung P80 vorgenommen.
Die Fixierung der Schleifscheiben erfolgte mit Klettverschluss, so konnte für jede Probe
eine neue Schleifscheibe eingesetzt werden, um Verfälschungen aus abstumpfendem Schleifpapier
zu vermeiden.
Die Messungen zum Widerstand gegen abrasiven Verschleiß wurden durchgeführt um eine bessere
Abschätzung über das reale Verschleißverhalten machen zu können. Aussagen zur Härte
sollen mit den Ergebnissen der Verschleißmessung verglichen werden. In Abbildung 6.65 wurde
der abrasive Abtrag den Ergebnissen aus der Mikrohärtemessung gegenübergestellt. Der höchste
Volumenabtrag war bei der Auftragschicht mit Pufferschicht festzustellen. Ohne Vor- und
Nachwärmen beträgt er 3,4 cm³, mit Vor- und Nachwärmen 2,3 cm 3 . Den niedrigsten Abtrag weisen
die Beschichtungen ohne Pufferschicht aber mit Vor- und Nachwärmen mit 1,4 cm³ auf. Dieser
Wert beträgt ohne Vor- und Nachwärmen ca. 2 cm 3 .
79

Abbildung 6.65: Härte und Verschleiß in Abhängigkeit von Pufferschicht und Vor- und
Nachwärmen
6.9 Nanokristalline Erstarrung der Fe-Basis Schicht
Die hohe Wärmeleitfähigkeit des Aluminiums begünstigt eine schnelle Ableitung der zugeführten
Wärme. Hierdurch entstehen günstige Bedingungen für die Erzielung einer hohen Härte. Die
Härtewerte bei den ohne Pufferschicht und ohne Vor- und Nachwärmen gepanzerten Proben
werden von bis zu 1200 HV0.1 erzielt. Dies deutet auf eine feinstkristalline Erstarrung hin. In Abbildung
6.66 sind Strukturen zu erkennen, deren Abmessungen in nm Bereich liegen.
Es zeigt sich tendenziell, dass mit der geregelten Lichtbogentechnik die Arbeitstemperaturen
gesenkt und hohe Abkühlraten realisiert werden können. So kann mit den verwendeten innovativen
nanokristallin erstarrenden Eisenbasislegierungen potentiell eine nanokristallin Erstarrung
erreicht werden. Dadurch werden besser angepasste Verschleißeigenschaften erreicht, als durch
die Verwendung der bisherigen Oberflächenverfahren erzielt werden kann.
80

Abbildung 6.66: Hinweise auf Nanostrukturen in der Auftragsschicht
81

7 Schlussfolgerungen
7.1. Wissenschaftlich-technologischer Nutzen
Um das Ziel der Gewichtsreduktion weiter zu verfolgen, werden im Fahrzeugbau verstärkt Aluminiumbauteile
eingesetzt. Aluminium hat gegenüber Stahl den Vorteil der etwa um zwei Drittel
geringeren Dichte und der besseren Korrosionsbeständigkeit. Ein Nachteil von Aluminium ist die,
aufgrund der geringeren Härte, geringere Verschleißbeständigkeit. Beim Einsatz von Aluminium,
z. B. im Motorenbau oder im Fahrgestell tauchen Herausforderungen im Bereich der partiellen
Verschleißschutzschichten auf.
Durch umfassende Untersuchungen der Riss- und Porenentstehung, der intermetallischen Phasensaumbreite,
des Aufschmelz- und Erstarrungsverhaltens der Legierungen konnte eine für den
Beschichtungsprozess optimale Legierungszusammensetzung entwickelt werden. Dieser Fülldraht
SUNA 6/3 mit der Zusammensetzung Fe8,9 Cr2,6 W1,9 B1,3 Nb0,5 Si0,4 C0,1 unterscheidet
sich von den anderen eingesetzten Fülldrähten durch einen erhöhten Wolfram- und Borgehalt.
Die Metallfüllung des Drahtes wurde durch Gasverdüsten hergestellt und damit die Homogenität
der Partikelgröße und Elementverteilung im Metallpulver verbessert. Infolge kleiner Tropfenbildung
und kleinerer Streckenenergie resultiert eine bessere Verarbeitbarkeit. Im vorliegenden
Forschungsvorhaben konnte nachgewiesen werden, dass sich die ausgewählte Auftraglegierung
für das Auftragschweißen auf Aluminiumsubstraten mittels geregelter Impulslichtbogentechnik
eignet und sich dadurch die Verschleißbeständigkeit beschichteter Aluminiumteile steigern
lässt.
In weiterem Projektverlauf wurden die Möglichkeiten untersucht, qualitative Auftragschichten
ohne Pufferschichten herzustellen. Ergebnisse der ohne Pufferschicht durchgeführten Auftragschweißungen
zeigten, dass mit entsprechenden Vor- und Nachwärmebedingungen eine rissfreie
und porenarme Auftragschicht zu erzielen ist.
Zu den Ergebnissen zählen:
Vertiefte Erkenntnisse zum Prozessverlauf beim Auftragschweißen ohne Pufferschichten
sowie mit Vor- und Nachwärmen und zum Prozessverständnis der Vorgänge beim Aufschmelzen
und Abkühlen unterschiedlicher Fülldrähte sowie ihr Einfluss auf die Auftragschichtqualität
(Risse, Poren, intermetallischer Phasensaum)
Wissenschaftlich begründete Empfehlungen für die Parameterauswahl, Beschichtungstechnologie
und Prozessgrenzen zum Beschichten von Aluminiumwerkstoffen mit nanokristallin
erstarrenden Eisenbasislegierungen
82

7.2. Wirtschaftlicher Nutzen
Obwohl die hervorragende Verschleißbeständigkeit von Eisenbasislegierungen bereits seit einigen
Jahren bekannt ist, werden beim Aluminiumbeschichten aufgrund geringer Wärmeleitfähigkeiten
bisher nur keramische Schichten eingesetzt. Im Sinne einer Verbesserung der Auftragsschichtqualität
unter Aspekten der Kostenreduzierung und Standzeiterhöhung sind Beschichtungen
auf Fe-Basis, die vergleichbare Verschleißeigenschaften gewährleisten, von besonderem
Interesse. Um Beschichtungen aus nanokristallin erstarrenden Eisenbasislegierungen erzeugen
zu können, müssen Auftragwerkstoffe und geeignete Lichtbogenprozesse zur Verfügung gestellt
werden. Dazu wurden während des Projektverlaufs durch Mitglieder des projektbegleitenden
Ausschusses Fülldrähte mit gasverdüster sowie gemahlener Füllung zur Panzerung und Kupferbasislegierungen
als Massivdraht entwickelt, die größtenteils heute kommerziell erwerblich und
somit für Lohnbeschichter, auch für andere Anwendungen verfügbar sind.
Der während des Projekts durchgeführte umfangreiche Vergleich der Beschichtungstechnologien
(z. B. Kurz- und Impulslichtbogentechnik mit Vor- und Nachwärmen) erleichtert es kleinen und
mittleren Beschichtungsunternehmen einen geeigneten Prozess auszuwählen und verdeutlichen
die Vor- und Nachteile der einzelnen Verfahren beim Beschichten mit diesen neuartigen Legierungen.
Die Nutzung der angestrebten Forschungsergebnisse bringt kleinen und mittleren Unternehmen
folgende Vorteile:
neue Geschäftsfelde für Lohnbeschichter
neue Produkte (Drähte für Puffer- und Auftragschichten) für Werkstoffhersteller
Verminderung des Konstruktionsgewichts und damit der Gesamtkosten
7.3. Industrielle Anwendungsmöglichkeiten
Das vorliegende Forschungsvorhaben beinhaltet eine Vielzahl von industriellen Anwendungsmöglichkeiten.
Um einem möglichst weiten Spektrum potenzieller Anwender einen Einblick in die
Forschungsergebnisse zu bieten, wurden die Ergebnisse publiziert (DVS-Berichte, Band 264,S.
373-378; Band 267, S.12-17). Um den Transfer der Projektergebnisse über DVS-Arbeitsgruppen
zu vereinfachen, wurden die erzielten Ergebnisse beim Fachausschuss der FA03 (Lichtbogenschweißen)
des DVS regelmäßig vorgestellt und diskutiert. Gleichzeitig wurden die Ergebnisse
auf zahlreichen nationalen und internationalen Konferenzen in Form von Vorträgen und Postern
sowie den dazugehörigen Veröffentlichungen im Tagungsband präsentiert (International Thermal
83

Spray Conferenz in Singapur; 5. DVS –Kolloquium Lichtbogenschweißen in Duisburg). Das große
Interesse der Wirtschaft an diesem Thema konnte in einem ständig wachsenden projektbegleitenden
Ausschuss beobachtet werden.
Für kmU besteht die Möglichkeit, anhand der im Bericht dargestellten Ergebnisse Eisenbasisbeschichtungen
auf unterschiedlichen Aluminiumlegierungen kostengünstig herzustellen bzw. mit
geringem experimentellem Aufwand die ausgearbeiteten Prozessstrategien auf ihre Anwendung
zu projizieren. Die wirtschaftlichen Vorteile bestehen vor allem in der leichten Handhabbarkeit,
der hohen Energieeffizienz und den damit verbundenen niedrigen Prozesskosten. So ist beispielsweise
bei der Herstellung von Ventilsitzen eine Verkürzung der Fertigungsfolge möglich.
Bisher wurden sowohl die Al-Guss als auch die Inlays mit Passungen versehen, welche in weiteren
Prozessschritten aufgeschrumpft und/oder eingepresst wurden. Mit der Bereitstellung einer
Technologie zum Beschichten der Aluminiumbauteile kann die Fertigungsfolge auf Beschichten
und Endbearbeiten reduziert werden. Ein Ventilsitz aus speziellem Sintermetall kostet ca. 80
EUR inklusive Montage und Fräsen (Quelle: Großewächter Racing Parts). Mit geeigneter Beschichtungstechnologie
des Aluminiumsubstrates von Fe-Basis Legierungen können die Kostenabsenkungen
auf ca. 25 % geschätzt werden. Ökologische Bilanzierungen von mit Fe-Basis Legierungen
beschichteten Aluminiumventilsitzen ergeben eine ca. 15 % höhere Energiebilanz bei
der Herstellung gegenüber normalen Stahl- oder Titanventilsitzen, jedoch eine deutlich positivere
Bilanz zugunsten des Aluminiumbauteiles bei Bilanzierung über den gesamten Lebenszyklus
infolge der Gesamtkosteneinsparungen.
Weiterhin ergeben sich Vorteile aufgrund verlängerter Lebensdauer und verringerter Instandhaltungskosten.
84

8 Zusammenfassung und Ausblick
Ziel des Forschungsvorhabens war es, eine Beschichtungstechnologie zum Auftragschweißen
nanokristallin erstarrender Eisenbasiswerkstoffe auf Aluminiumsubstraten mittels energiereduzierter
Lichtbogentechnik zu erarbeiten. Dazu war es zunächst erforderlich, für das Beschichten
geeignete Legierungszusammensetzungen und Lichtbogentechnik zu bestimmen.
Eine Aktivität zur Weiterentwicklung im Bereich Beschichten stellt das Auftragschweißen von
neuartigen nanokristallin erstarrenden Eisenbasiswerkstoffen auf Aluminiumsubstraten mittels
geregelter Lichtbogentechnik dar. Die untersuchten innovativen Auftragwerkstoffe besitzen Potential
als Verschleißschutzschichten auf Aluminiumsubstraten. Der geregelte Lichtbogen als
noch relativ junge aber zukunftsweisende Technologie stellt ein Verfahren zur Verfügung, welches
für das Auftragen von Fülldrähten auf Aluminiumsubstrate geeignet ist.
Eisenbasislegierungen mit hohen Chrom- und Borgehalt erwiesen sich für das Auftragschweißen
auf Alu-Substraten als ungeeignet. Da der Schmelzpunkt diese Legierungen im Vergleich zum
Aluminium sehr hoch ist, resultiert ein Spannungszustand, der Rissbildung an der Schichtoberfläche
aber auch in der Schicht verursacht. Aufgrund des hohen Energieeintrags in den Grundwerkstoff
führt die auftretende Aluminiumaufmischung der Auftragschicht zur Bildung spröder
Eisen-Aluminium-Mischkristalle und intermetallischen Al x Fe y -Phasen in der Funktionsschicht.
Weitere Ursache hierfür ist das große Schmelzbadvolumen.
Aus Sicht der Metallurgie ist festzustellen, dass Bor zur Absenkung der Schmelztemperatur und
besseren Fließfähigkeit der Schmelze benötigt wird. Aus diesem Grund wurde für das Beschichten
eine Legierung ausgewählt, deren Schmelztemperatur mit ca. 938 °C deutlich unter einer
Legierung ohne Bor liegt. Um den Einfluss weiterer Legierungselemente wie Mangan und die
Bedeutung von Bor und Silizium auf die Schmelztemperatur und das Schmelzintervall zu evaluieren,
wurden weitere Eisenbasislegierungen verarbeitet, darunter niedrig schmelzende Legierungen.
Bis zu 2 Gew.-% Mangan im Auftragwerkstoff bewirkten gleichzeitig eine Erhöhung der Festigkeit
ohne Zähigkeitsabfall, so dass nur sehr geringe Eigenspannungen im Interface induziert
wurden. Die Mikrohärtemessungen lieferten mittlere Härtewerte oberhalb von 850 HV 0.1. Aufgrund
des Borgehaltes im Auftragswerkstoff kann angenommen werden, dass Boride einen
Haupteffekt bei der Härtebildung spielen.
Aus Sicht der Fertigungstechnik verdeutlichen die Untersuchungsergebnisse, dass eisenbasierte
1,6 mm Fülldrähte auf Aluminiumsubstraten mittels energiereduzierter Kurzlichtbogentechnik
gegenwärtig ohne Vorwärmung nicht zu verarbeiten sind. Eine deutlich schwankende Kurz-
85

schlussfrequenz von 8 bis 40 Hz ist zu allen Zeitpunkten der Auftragschweißung festzustellen.
Die hohen Stromstärken in den Kurzschlussphasen erschweren einen sicheren Werkstoffübergang,
so dass in der Folge Nahtunregelmäßigkeiten zu beobachten sind. Die unzureichende
Aufschmelzung des Metallpulvers hat ein unvollständiges Lösen der Legierungselemente zur
Folge. Allerdings konnten hier rissfreie Schichten nicht erzielt werden.
Die Ergebnisse mit der Pufferschicht und anschließender Panzerung lassen eine rissarme Auftragschicht
erzielen. Nach dem Panzern delaminierte Puffer- und Funktionsschicht. Die Delamination
ist im Bereich der Grenzschicht Substrat und Pufferschicht lokalisiert. Dieses Ergebnis
verdeutlicht, dass die Kombination aus Puffer- und Auftragwerkstoff schweißbar ist und eine Pufferschicht
auf Kupferbasis das Auftragschweißen von Eisenbasiswerkstoffen auf Aluminiumsubstraten
mittels energiereduzierter Lichtbogentechnik ermöglicht. Hier bleibt die Rissbildung immer
noch eine ungelöste Problemstelle. Denn der auftretende Temperaturgradient beim Erstarren der
Schmelze beim System Eisen-Aluminium ist zu groß und führt somit zu Schweißeigenspannungen,
welche von der Metallmatrix nicht mehr aufgenommen werden können. Die Bildung niedrigschmelzender
Eutektika ist nicht auszuschließen, so dass diese an der Kristallisationsfront aufstaut.
Die Rissbildung erfolgt, wenn durch Schrumpfung Spannungen entstehen, die der dünne
Film der Restschmelze nicht übertragen kann. Dies deutet darauf hin, dass die erfolgreiche Anbindung
ohne Vor- und Nachwärmung aufgrund der fehlenden Aktivierung der Substratoberfläche
und unterschiedlichen Abkühlgeschwindigkeiten der Substrats- und Auftragswerkstoffe nicht
erzielt werden kann.
Um eine qualitativ hochwertige Auftragschicht erzielen zu können, wurden die Teile vor- und
nachgewärmt. Mit Vorwärmetemperaturen über 200 °C und Nachwärmetemperaturen ab 150 °C
konnten Auftragschweißungen mit Pufferschichten ohne Oberflächenrisse erzielt werden. Das
Vorwärmen hat ermöglicht die Diffusionsgeschwindigkeit der intermetallischen Phasenbildner zu
erhöhen und die Breite des intermetallischen Phasensaums zu vermindern. Hier wurde eine Breite
des spröden intermetallischen Phasensaums unter 4μm gemessen. Die Porenzahl in der
Schicht wurde aufgrund besserer Entgasungsbedingungen durch Nachwärmen deutlich reduziert.
Höherer Aufmischungsgrad der Pufferschicht mit der Auftragsschicht verursacht eine niedrigere
Härte, ca. 800 HV0.1. Höchste Härtewerte entstehen im dünnen Phasesaum.
Um die Erzeugung einer qualitativen Auftragschweißung von Eisenbasiswerkstoffen auf Aluminiumsubstraten
zu ermöglichen, wurden Untersuchungen ohne Pufferschichten durchgeführt.
Durch geschickte Werkstoffwahl für die Auftragschicht mit Vor- und Nachwärmen und energiereduziertem
CP-Prozess konnten rissfreie und porenarme Schichten erzielt werden. Die Ergebnisse
verdeutlichen, dass mittels der geregelten Lichtbogentechnik mit Vor- und Nachwärmen (lang-
86

same Abkühlung) die Bildung von Rissen und des spröden intermetallischen Phasensaums deutlich
verringert werden kann. Das Vorwärmen ermöglicht die maximale Löslichkeit der den intermetallischen
Phasensaum bildenden Elemente in der Alu-Matrix zu erhöhen. Damit wurden die
Ausscheidungen vollständig aufgelöst. Durch langsame Abkühlung nach einem genau definierten
Temperatur-Zeit-Ablauf werden innere Spannungen vermindert und die Abkühlgeschwindigkeit
bzw. Wärmeabfuhr von der Fe-Schicht in Richtung Al wird verlangsamt. Die Problematik der
verminderten Haftzugfestigkeit im Betrieb infolge thermischer Spannungen im Interface zwischen
Substrat und Beschichtung, durch die unterschiedlichen Wärmeausdehnungskoeffizienten der
Werkstoffpaarung Aluminium-Eisen verursacht, wird so beherrschbar. Die REM-Untersuchungen
zeigen, dass die Aufmischung des Aluminiums in der Auftragsschweißnaht ohne Pufferschicht im
Vergleich zu den die mit Pufferschicht geschweißten geringer ist. Durch langsame Abkühlung mit
Ofen wurden die Größe, Form und Verteilung von Karbidbildner beeinflusst. Hier hat der schon
im Draht enthaltenen Boride entscheidende Bedeutung. Die Auftragschichten ohne Pufferschichten
weisen Härte quer zur Auftragsnaht von über 1100 HV0.1 auf.
In den REM-Aufnahmen lassen sich Hinweise auf Nanokristallite finden. Es konnte lokal ein Härtemesswert
von 1197 HV 0.1 in der Auftragschicht gemessen werden. Somit kann die Annahme,
dass der verwendete neuartige Eisenbasiswerkstoff fein bzw. nanokristallin erstarrt, gestützt
werden. Eine nanokristalline Erstarrung bewirkt eine deutliche Erhöhung der Härtewerte im Vergleich
zur konventionellen Erstarrung. Gleichsam hat die hohe Wärmeleitfähigkeit von Aluminium
zu einer schnellen Ableitung der zugeführten Wärme geführt und die feinstkristalline Erstarrung
begünstigt.
Durch Beschichten eines Ventilsitzes können bei der Herstellung die Prozesse, wie Sintern, Ü-
bermaßpassung, Unterkühlung und Einlegen der Ventilsitzscheibe eingespart werden. Ökologische
Bilanzierung eines beschichteten Aluminiumventilsitzes ergibt eine ca. 15 % höhere Energiebilanz
bei der Herstellung gegenüber normalen Stahl- oder Titanventilsitzen. Durchgeführte
Vergleichsberechnungen zeigen, dass das Beschichten eines Ventilsitzes Absenken der Herstellungskosten
von ca. 25 % im Vergleich zur heutigen Ventilsitzherstellung ermöglicht. Verkürzung
der Fertigungsprozesskette und höhere Energiebilanz durch das Auftragschweißen führen zur
Senkung der Gesamtkosten des Energieverbrauchs und Verringerung der Kosten für die Herstellung
von Ventilsitzen.
Die vorliegenden Untersuchungen wurden aus Haushaltsmitteln des Bundesministeriums für
Wirtschaft und Technologie (BMWi) über die Arbeitsgemeinschaft industrieller Forschungsvereinigungen
Otto von Guericke e.V. (AiF) (AiF-Nr. 15.859 N/1 / DVS-Nr.: 03.085) gefördert und von
87

der Forschungsvereinigung Schweißen und verwandte Verfahren e.V. des DVS unterstützt. Für
die Unterstützung sei herzlich gedankt.
Das Ziel des Vorhabens wurde erreicht.
Prof. Dr.-Ing. habil. J. Wilden
Verantwortlicher Projektleiter
88

9 Publikationen
9.1 Veröffentlichungen
J. Wilden, V. Drescher, O. Lehmann: Coating of aluminium components with iron-based nanocrystalline
solidifying materials to improve wear resistance; DVS-Berichte 264;
2010, S. 373-378; DVS Media GmbH, Düsseldorf; ISBN: 978-3-87155-590-9
J. Wilden, V. Drescher, O. Lehmann: Auftragschweißen von nanokristallin erstarrenden Eisenbasiswerkstoffen
auf Aluminiumsubstraten mittels energiereduzierter Lichtbogentechnik;
DVS-Berichte 267; 2010, S. 12-17; DVS Media GmbH, Düsseldorf;
ISBN: 978-3-87155-592-3
9.2 Vorträge
J. Wilden: Auftragschweißen von nanokristallin erstarrenden Eisenbasiswerkstoffen auf Aluminiumsubstraten
mittels geregelter Kurzlichtbogentechnik; 5. DVS-Kolloquium
Lichtbogenschweißen, Duisburg, 23 März 2011
89

10 Verzeichnisse
10.1 Literaturverzeichnis
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Fortschr.-Ber. VDI Reihe 2 Nr. 360, VDI-Verlag, Düsseldorf 1985
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Version: B 5.00, Rev. 1 GK, Stand:09/2007
[4] Domke, W.: Werkstoffkunde und Werkstoffprüfung, 10. Auflage, Cornelsen Verlag, Berlin
1994
[5] Burrekoven, M., Saad, A., Riedel, G., Rix, M.: Labor für Optimierung eines Zerspannprozesses
am Beispiel des Drehens, Fachhochschule Frankfurt am Main, Fachbereich Informatik
und Ingenieurwissenschaften, Labor für Werkzeugmaschinen
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[7] Wesling, V., Reiter, R.: Fertigungstechnik II, Vorlesungsskript, Technische Universität
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[11] Huismann, G.: Direct control of the material transfer, the Controlled Short Circuiting (CSC) -
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DVS-Berichte Band 237, Verlag für Schweißen und verwandte Verfahren DVS-Verlag
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91

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[31] Dilthey, U.: Schweißtechnische Fertigungsverfahren 1, Schweiß- und Schneidtechnologien,
3. Auflage, Springer-Verlag Berlin Heidelberg 2006
[32] Wilden, J., Bartout, D., Hofmann, F.: Lichtbogenfügeprozesse, Stand der Technik und Zukunftspotential,
DVS-Berichte, Band 249, Verlag für Schweißen und verwandte Verfahren
DVS-Verlag GmbH, Düsseldorf 2008
[33] Hofmann, F.: Abschlussbericht der TU Berlin im Projekt „Gepulste Lichtbogenfügeprozesse“,
Vortrag zur 4. Sitzung des projektbegleitenden Ausschusses, PPT, 30.11.2007
[34] Goecke, S.-F., Metzke,E., Spille-Kohoff, A., Langula, M.: ChopArc MSGLichtbogenschweißen
für den Ultraleichtbau, Fraunhofer IRB Verlag, Stuttgart 2005
[35] Bruckner, J.: Der CMT (Cold Metal Transfer)-Prozess – Vorteile in der industriellen Anwendung
und Weiterentwicklungen, Die Verbindungsspezialisten 2007, DVSBerichte Band 244,
DVS Verlag GmbH, Düsseldorf 2007
[36] Wilden, J.; Bergmann, J.P., Reich, S., Veron, F., Möller, L., Goecke, S.-F.: Methoden und
Strategien zum flussmittelfreien Fügen von Mischverbindungen durch Kombination der geregelten
Lichtbogentechnik und Lasertechnik, DVS-Berichte Band 240, DVS-Verlag GmbH,
Düsseldorf 2006
[37] Brock, P.: Der MSG-CP-Prozess – Verfahrensprinzip, Gerätetechnik, Bedienungskonzept,
Vortrag zum Erfahrungsaustausch „Die kalten Verfahren oder Möglichkeiten den Energieeintrag
beim MSG-Schweißen zu reduzieren, München 2007
[38] Firmenskript der LINCOLN ELECTRIC COMPANY: GMAW Welding Guide, Gas Metal Arc
Welding Guidelines, Cleveland Ohio 09.2006,
http://content.lincolnelectric.com/pdfs/products/literature/c4200.pdf (Stand vom 18.05.2009)
[39] Protokoll: Treffen des projektbegleitenden Ausschusses des Vorhabens: „Auftragschweißen
von nanokristallin erstarrenden Eisen-Basis-Werkstoffen auf Aluminiumsubstraten mittels
geregelter Kurzlichtbogentechnik„, AiF-Nr.: 15.859 N/1 Laufzeit: 01.11.2008 –
30.04.2011, 12.09.2008, 13.00 – 14.00 Uhr, TU Berlin
[40] Wilden, J., Bergmann, J.P., Reich, S., Dolles, M., Dal-Canton, S.: Controlled short arc
technology for cladding aluminium components with minimized heat input, TU Ilmenau, Institute
of production engineering, Neuhaus 1, Ilmenau 2007
[41] Linß,G.: Qualitätsmanagement für Ingenieure, Carl Hanser Verlag, München 2002
[42] Kleppmann, W.: Taschenbuch Versuchsplanung, Produkte und Prozesse optimieren, 2.
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[45] Ellermeier, J.: Metallurgisch technologische Untersuchungen von Hartlegierungen für das
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hartstoffverstärkten Nickelbasislegierungen durch Plasma-Pulver-Schweißen, DVS-
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der Werkstoff-Informationsgesellschaft mbH, Hamburg 1997
[48] Dilthey, U., Pavlenko, A., Ellermeier, J.:Einfluss von Legierungselementen auf die Beschichtungsqualität
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und Kobaltbasislegierungen, DVS-Berichteband 175, Schweißen und Schneiden 1996
[49] Hejwowski, T. et al: Sliding wear resistance of Fe-, Ni and Co-based alloys for plasma
deposition, Publikation in Vacuum, Volume 80, Elsevier Science Ltd., 2006
[51] Draugelates, U. et al.:Verschleißschutz gegen komplexe Beanspruchung durch Plasma-
Pulver-Auftragschweißen mit einstellbaren Hartstoffeinlagerungen, DVSBerichte Band 175,
Schweißen und Schneiden 1996
[52] Techel, A.: Gefüge und Eigenschaften von hartstoffverstärkten Laserstrahl-beschichtungen
auf Stahl und Titan, Fraunhofer IRB Verlag, Stuttgart 2001
[53] Probst, H.: Kompendium der Schweißtechnik, Band 2 – Schweißmetallurgie, DVSVerlag,
Düsseldorf 2001
[54] Gebert, A., Wesling, V., Heinze, H., Reiter, R.: Entwicklung vanadiumkarbidhaltiger
Schweißzusatzwerkstoffe auf Nickelbasis zum Schutz gegen Verschleiß und Korrosion, AIF
Forschungsvorhaben 2003
[55] Schreiber, F.: Wolfram-Schmezcarbid im Verschleißschutz: Besonderheiten bei der
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[56] Tremmer, D., Wahl, W.: Verschleißschutz durch Auftragschweißen, DVS-Bericht Nr. 176,
1996
[57] Schreiber, F.: Verschleißschutz durch Auftragschweißen: Werkstoffauswahl und Anwendungstechnik,
Firmenschrift der DURUM Verschleiss-Schutz GmbH
[58] Nan, C-W.; Birringer, R.; Clarke D. R.; Gleiter, H.; Effective thermal conductivity of particulate
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[59] Bückle, H.: Mikrohärteprüfung und ihre Anwendung, Verlag Berliner Union, Stuttgart 1965
[60] Bach, F.-W., Laarmann, A., Möhwald, K., Wenz, T.: Moderne Beschichtungsverfahren,
2005 Wiley-VCH Verlag GmbH&Co.KGaA
93

10.2 Abbildungsverzeichnis
Abbildung 3.1: Darstellung der Verschleißmechanismen nach [43]............................................. 14
Abbildung 3.2: Schematische Darstellung der Auftragschweißung nach DIN 1910-10 [44] ........ 16
Abbildung 3.3: Einteilung der Auftragschweißverfahren nach DIN 1910 [44] .............................. 17
Abbildung 3.4: Schematischer Werkstoffübergang und typischer Strom- .................................... 23
Spannungsverlauf des coldArc-Prozesses [13]............................................................................ 23
Abbildung 3.5: Minimierte Lichtbogenleistung des coldArc-Prozesses zum ................................ 24
Zeitpunkt des Wiederzündens des Lichtbogens [13].................................................................... 24
Abbildung 3.6: Lichtbogenumgreifung der Drahtspitze bei Umpolung und .................................. 25
Leistungsvergleich des CP-Prozesses [37].................................................................................. 25
Abbildung 3.7: Stromverlauf (oben) und Tropfenablösung (unten) des CP-Prozess [37] ........... 26
Abbildung 3.8: Eisen-Aluminium-Phasendiagramm [26] .............................................................. 27
Abbildung 3.9: Spezielle Punkte des Fe-Al-Systems [26] ............................................................ 27
Abbildung 3.10: Fügen von Aluminium-Stahl-Mischungen mit Drähten auf Zinkbasis................. 28
Abbildung 4.1: Übersicht der Lichtbogenarten [34] ...................................................................... 30
Abbildung 5.1: oben: Versuchsprobe, unten: Massel................................................................... 31
Abbildung 5.2: Verwendete Drähte mit entsprechenden Fülldrahtpulver ..................................... 33
Abbildung 5.3: Handhabungssystem für CLOOS- und EWM-Anlage .......................................... 35
Abbildung 5.4: Verwendete Schweißstromquellen: links, CLOOS, Typ GLC 353CP; rechts, EWM
Phoenix 330 coldArc .................................................................................................................... 36
Abbildung 5.5: Verwendete Messgeräte: links, Shunt; rechts, Spannungsteiler .......................... 37
Abbildung 6.1: Strom-Spannungsverlauf beim Kurzlichtbogen .................................................... 38
Abbildung 6.2: Strom-Spannungsverlauf bei spritzenarmen Schweißungen ............................... 39
Abbildung 6.3: Risse beim energiereduzierten Kurzlichtbogenschweißen................................... 40
Abbildung 6.4: Risse beim energiereduzierten Impulslichtbogenschweißen ............................... 40
Abbildung 6.5: Elementverteilung bei den eingesetzten Lichtbogenverfahren............................. 41
Abbildung 6.6: Phasensaumbreite bei den eingesetzten Lichtbogenverfahren ........................... 42
Abbildung 6.7: Auftragschweißen mit WIG-Vorwärmen ............................................................... 43
Abbildung 6.8: Auftragschweißen mit Plasma-Vorwärmen .......................................................... 43
Abbildung 6.9: Strom-Spannungsverlauf des Mischlichtbogens beim Plasma-Vorwärmen......... 44
Abbildung 6.10: Lichtbogenspur beim Plasma-Vorwärmen ......................................................... 44
Abbildung 6.11: Stabiler Strom-Spannungsverlauf beim WIG-Vorwärmen.................................. 45
Abbildung 6.12: Auftragschweißnaht mit WIG-Vorwärmen .......................................................... 45
Abbildung 6.13: Spritzer beim Auftragschweißen mit unterschiedlichen Fülldrähten................... 47
Abbildung 6.14: Risse an der Auftragsoberfläche ........................................................................ 47
Abbildung 6.15: Oberflächenrisse beim Auftragschweißen mit unterschiedlichen Fülldrähten.... 48
94

Abbildung 6.16: Rissigkeit in der Auftragschicht bei unterschiedlichen Fülldrähten .................... 49
Abbildung 6.17: Makroskopische Risse in der Auftragschicht...................................................... 49
Abbildung 6.18: Poren in der Wärmeeinflusszone ....................................................................... 50
Abbildung 6.19: Porenbildung bei unterschiedlichen Fülldrähten ................................................ 51
Abbildung 6.20: Porenverteilung in der Auftragschicht bei unterschiedlichen Fülldrähten........... 51
Abbildung 6.21: Phasensaumbreite und zugehörige Standartabweichung in Abhängigkeit von
unterschiedlichen Fülldrähten ...................................................................................................... 52
Abbildung 6.22: REM-Aufnahmen der Phasensaumbreite bei unterschiedlichen........................ 53
Fülldrähten ................................................................................................................................... 53
Abbildung 6.23: Linescan im Bereich des Phasensaums der mit SUNA 6Al10 beschichteten
Auftragsnaht................................................................................................................................. 54
Abbildung 6.24: Phasensaumanalyse der mit SUNA 6 beschichteten Auftragsnaht ................... 55
Abbildung 6.25: Rissbildung in der mit SUNA 6 beschichteten Auftragschweißnaht ................... 55
Abbildung 6.26: Mikrohärte der Auftragschicht bei unterschiedlichen Fülldrähten....................... 56
Abbildung 6.27: Pufferschichten: CuSi3, links; CuAl8, rechts ...................................................... 57
Abbildung 6.28: Phasen-Berechnungsdiagramm für die Cu-Al-Pufferschicht.............................. 58
Abbildung 6.29: Phasen-Berechnungsdiagramm für die Cu-Si-Pufferschicht.............................. 59
Abbildung 6.30: Phasen-Berechnungsdiagramm für die Cu-Ni-Pufferschicht.............................. 59
Abbildung 6.31: Porenarme und rissfreie Pufferschicht mit AlBz5Ni2.......................................... 60
Abbildung 6.32: REM-Aufnahme von Pufferschicht mit AlBz5Ni2................................................ 60
Abbildung 6.33: Indizierung der Borbindung im Pulver des Drahtes SUNA 6/3........................... 61
Abbildung 6.34: Rissbildung in intermetallischen Phasen............................................................ 61
Abbildung 6.35: EBSD-Analyse einer Auftragschweißung........................................................... 62
Abbildung 6.36: Phasenberechnungsdiagramm des Drahtes SUNA 6/3 mit und ohne Bor und
Chrom........................................................................................................................................... 63
Abbildung 6.37: Berechnungsdiagramm der Solidus- und Liquidustemperaturen der untersuchten
Drähte........................................................................................................................................... 64
Abbildung 6.38: Auftragsschicht mit niedrig schmelzendem Draht Stein A863M......................... 64
Abbildung 6.39: Fehlerstellen am Nahtanfang und –ende ........................................................... 65
Abbildung 6.40: Parameterprogrammierung zur Schweißfehlervermeidung................................ 65
Abbildung 6.41: Vermeidung der Fehlerstellen am Nahtanfang und –ende................................. 66
Abbildung 6.42: Auftragschweißen mit Pufferschicht (Kurzlichtbogen)........................................ 66
Abbildung 6.43: Auftragschweißen mit Pufferschicht (Impulslichtbogen)..................................... 67
Abbildung 6.44: Elektronmikroskopische Analyse de Schicht (Impulslichtbogen) ....................... 67
Abbildung 6.45: WEZ bei mit Pufferschicht gepanzerten Auftragsschweißnähten ...................... 68
Abbildung 6.46: Risse bei mit Pufferschicht gepanzerten Auftragsschweißnähten ..................... 68
Abbildung 6.47: Risse in der WEZ bei Auftragsschweißnähten mit Pufferschicht ....................... 69
95

Abbildung 6.48: Poren bei mit Pufferschicht gepanzerten Auftragsschweißnähten..................... 70
Abbildung 6.49: Ausbildung des Phasensaums bei mit Pufferschicht gepanzerten
Auftragsschweißnähten................................................................................................................ 71
Abbildung 6.50: Phasensaum mit Mikrorissen bei mit Pufferschicht gepanzerten
Auftragsschweißnähten................................................................................................................ 71
Abbildung 6.51: Linienhärtemessung über die Auftragsschichttiefe............................................. 72
Abbildung 6.52: Linienhärtemessung quer zur Auftragsschweißnaht .......................................... 73
Abbildung 6.53: Flächenhärtemessung........................................................................................ 73
Abbildung 6.54: Auftragsschweißnaht mit Pufferschicht und Vorwärmen.................................... 74
Abbildung 6.55: Vor- und Nachwärmebedingungen..................................................................... 74
Abbildung 6.56: Auftragsschweißnaht mit Pufferschicht, Vor- und Nachwärmen ........................ 75
Abbildung 6.57: Phasensaumbreite bei einer mit Pufferschicht, Vor- und Nachwärmen
gepanzerten Auftragsschweißnaht............................................................................................... 75
Abbildung 6.58: Riss- und Porenfreie Auftragsschweißnaht mit Pufferschicht, Vor- und
Nachwärmen ................................................................................................................................ 76
Abbildung 6.59: Linienhärtemessung quer zur Auftragsschicht ................................................... 76
Abbildung 6.60: Linienhärtemessung über die Auftragsschichttiefe............................................. 77
Abbildung 6.61: Auftragsschweißnaht mit Vor- und Nachwärmen ohne Pufferschicht ............... 77
Abbildung 6.62: Gefüge von einer mit Vor- und Nachwärmen ohne Pufferschicht gepanzerten
Auftragsschweißnaht.................................................................................................................... 78
Abbildung 6.63: Linienhärtemessung quer zur Auftragsschicht ................................................... 78
Abbildung 6.64: Linienhärtemessung über die Auftragsschichttiefe............................................. 79
Abbildung 6.65: Härte und Verschleiß in Abhängigkeit von Pufferschicht und Vor- und
Nachwärmen ................................................................................................................................ 80
Abbildung 6.66: Hinweise auf Nanostrukturen in der Auftragsschicht.......................................... 81
96

10.3 Tabellenverzeichnis
Tabelle 2.1: Übersicht der Oberflächenverfahren zum Schutz von Aluminiumlegierungen ......... 10
Tabelle 3.1: Übersicht der Kenngrößen von tribologischen Systemen nach [43]......................... 13
Tabelle 3.2: Einteilung der Hartlegierungen ................................................................................. 18
Tabelle 3.3: relevante Merkmale der wichtigsten Hartstoffe nach [45]......................................... 19
Tabelle 5.1: Werkstoffanalyse der AlSi9Cu3-Masseln ................................................................. 32
Tabelle 5.2: chemische Zusammensetzung der Zusatzwerkstoffe .............................................. 33
Tabelle 5.3: relevante Kenngrößen für Argon .............................................................................. 34
Tabelle 5.4: Messwerte und Messgeräte ..................................................................................... 36
Tabelle 6.1: Elementverteilung an den gemessenen Punkten in Abbildung 6.23 ........................ 55
Tabelle 6.2: Relevante Merkmale der Härtemessung .................................................................. 56
Tabelle 6.3: Elementanalyse in der Auftragsschicht .................................................................... 62
97

ISBN: 978-3-96870-183-7