Prakt. Met. Sonderband 38 (2006) 453
Zn | an La/Y zu beobachten waren [7]. Auch im Falle von ZrO,-Keramiken sind am Kon-
a takt mit Stählen entsprechende Elemente angereichert gefunden worden. Dort sind
a sie verantwortlich für die Bildung zu komplexen Oxidschmelzen bei Temperaturen
a <800°C, die bei Sauerstoffanwesenheit zu starken Korrosionserscheinungen führen
TI [8].
ai den Der Einfluss von Sauerstoff auf diese Schichtbildung ist im Falle der Nitrid-Keramiken
Si3Na noch nicht zufriedenstellend geklärt. Nach thermodynamischen Berechnungen sollte
bei 1000°C der Übergang von Keramik zu Metall bei Sauerstoffpartialdrücken von
etwa < 10 bar geprägt sein durch eine Koexistenz von Si3Na, Fe-Mischkristall und
Mn-Silicid sowie Al,O3/Y,03, während bei höheren Sauerstoffgehalten die Bildung
von FeCr2O4-Spinell, Mullit, Mn-Granat neben SiO, zu erwarten ist und über 10° bar
Doz dann auch Fayalit auftritt; bei 1200°C verschiebt sich der Stabilitätsbereich des
s las- Si3N4 zu <10”' bar, Fe-Silicide entstehen und bleiben stabil bis <10*° bar. Darüber
Span- tritt Schmelze auf, die mit Fe-Mn-Silicaten im Gleichgewicht steht. Bei 1400°C
inne- schließlich ist ein poz > 10° bar erforderlich, um SisN4 und Fe/Mn-Silicide zu Silica-
rich: ten und Spinellen aufzuoxidieren. Da beim Thixo-Schmiedeprozess die Tempe-
ZENS raturen in der Kontaktzone selbst nicht messbar sind, sind leider nur indirekte Aus-
nsiert sagen möglich. Für Mangan-Eisen-Legierungen der in der Tabelle 5 genannten Kon-
eratu- zentrationen liegen die Schmelzpunkte etwa zwischen 1250 und 1400°C, was wie-
t gro- derum die Stabilisierung des SisN4 und der Fe/Mn-Silicide auch bei héheren Sauer-
stoffpartialdriicken plausibel macht. Einerseits werden Gesenk und Stahlbolzen beim
Öffnen, Einführen und Schließen zwar der Luft ausgesetzt, andererseits werden O-
-_ xidhaute des Stahls prozesstechnisch vor der Formgebung abgestreift, so dass der
Cr. V Formspalt weitgehend von der Sauerstoffzufuhr abgeschnitten ist. Die Reaktionen
' nach Schritt 4 dürften daher unter den Praxisbedingungen überwiegend durch die
Reaktion Siz3Na + Fe/Mn — Fe/Mn-Si + N» bestimmt sein, während Sauerstoff in der
mobilisierten Glasphase verbleibt.
Die Herkunft des Zinks bedarf noch einer Erläuterung. Nachdem dieses Element kein
Bestandteil des Stahls noch der Keramik ist, stammt es wahrscheinlich aus einer
Schlichte, die zur Verminderung der Reibung und der Korrosion bei Stahlgesenken
ablei- eingesetzt wird und hier vom technischen Personal „intuitiv“ ebenfalls verwendet
| des wurde
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Oxy- Die weitere Historie der Schichten basiert tribo-mechanischen Vorgängen wie visko-
Glas- ses Fließen, Delamination und Fragmentierung (Schritte 6 und 7). Es darf nicht über-
itzten sehen werden, dass beim Offnen des Gesenkes und dem Auswerfen des Bauteils
oder Thermoschock durch rasche Abkühlung eintritt (Bild 10) und zu Abplatzungen führt.
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auf- Da sich der Prozess ständig wiederholt, ist mit der Entstehung und Delamination der
ie zu Triboschichten ein steter — wenn auch geringer — Materialabtrag verbunden. Ande-
il zu- rerseits wird das Gesenk durch die anhaftenden Silicid- und Stahlschmelzeschichten
s do- vor weiterem Verschleiß geschützt. Möglicherweise wirkt die viskose Glasphase bzw.
ente die voreilende hochlegierte Stahlschmelze auch als Lubrikant.
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ation Da im Laufe der Anwendung die Keramik an oberflaichennaher Oxynitrid-Glasphase
ierter verarmt, die in bis zu 20 um Tiefe mobilisiert wird, ist mit einer ,Hartung“ des SizNy-
e Bil- Werkstoffs zu rechnen im Sinne einer druckbedingten Nachverdichtung. Entspre-
iteile chend werden sich die thermomechanischen Eigenschaften mit zunehmender Zyk-
ngen lenzahl verändern. Allerdings ist das hier betrachtete Material sehr feinkörnig, was
