mittels Laserpulsabscheidung hergestellte superharte
Multischichtsysteme mit verbesserter Haftung

Von Daniel Metzner, Philipp Rebentrost, Eric Syrbe, Steffen Weißmantel; Hochschule Mittweida, Laserinstitut Hochschule Mittweida, Fachgebiet für Laserpulsabscheidung dünner Schichten und Lasermikrostrukturierung

Superharte diamantähnliche Beschichtungen (Diamond Like Carbon, DLC) bieten einen wirkungsvollen Schutz vor Reibung und Verschleiß. Ihre hohe Steifigkeit, geringe plastische Verformbarkeit und begrenzte Haftfestigkeit können den Einsatz auf mechanisch beanspruchten Bauteilen jedoch einschränken. Einen Lösungsansatz bieten DLC-Multischichtsysteme, in denen plastisch besser verformbare Teilschichten aus amorph gebundenem Kohlenstoff (a-C) mit superharten Teilschichten aus tetraedrisch amorph gebundenem Kohlenstoff (ta-C) kombiniert werden. Die Schichtsysteme wurden mittels Laserpulsabscheidung hergestellt, wobei die superharten ta-C-Teilschichten bereits während des Schichtwachstums durch gepulstes Lasertempern von ihren Druckeigenspannungen entlastet wurden. Untersucht wurde insbesondere der Einfluss der Teilschichtdicke und der Anzahl der Grenzflächen auf Härte, Haftung sowie Reibungs- und Verschleißverhalten. Durch den Einsatz von a-C/ta-C-Multischichtsystemen blieb die Härte auf dem Niveau superharter ta-C-Einzelschichten erhalten, während sich die Haftfestigkeit mit zunehmender Anzahl der Grenzflächen deutlich verbesserte. Gleichzeitig wurden niedrige Reibungskoeffizienten und Verschleißraten erreicht. Damit eröffnen a-C/ta-C-Multischichtsysteme neue Möglichkeiten für den Verschleißschutz hochbeanspruchter Werkzeuge und Bauteiloberflächen.

1 Einleitung

Reibung und Verschleiß beeinflussen nicht nur die Lebensdauer von Werkzeugen und Maschinenkomponenten, sondern haben auch eine erhebliche wirtschaftliche und ökologische Bedeutung. Nach einer globalen Abschätzung sind etwa 23 Prozent des weltweiten Energieverbrauchs tribologischen Kontakten zuzuordnen. Davon werden rund 20 Prozentpunkte zur Überwindung von Reibung aufgewendet, während weitere drei Prozentpunkte auf die Wiederaufarbeitung und den Ersatz verschlissener Bauteile und Anlagen entfallen [1]. Verschleißbedingte Werkzeugwechsel, Bauteilausfälle und Produk­tionsunterbrechungen verursachen darüber hinaus zusätzliche Kosten und einen erhöhten Ressourcenverbrauch. Eine wirksame Möglichkeit zur Verringerung dieser Belastungen ist die Funktionalisierung mechanisch hochbeanspruchter Oberflächen durch verschleißbeständige Beschichtungen.

Neben keramischen Hartstoffschichten kommen hierfür kohlenstoffbasierte Beschichtungen zum Einsatz. Insbesondere diamant­ähnliche Kohlenstoffschichten, die unter der Sammelbezeichnung Diamond-like Carbon, kurz DLC, zusammengefasst werden, verbinden hohe Härte und Verschleißbeständig­keit mit niedrigen Reibungskoeffizienten und einer guten Beständigkeit gegenüber korrosi­ven Medien [2, 3]. Dadurch ergeben sich vielfältige Anwendungsmöglichkeiten, beispielsweise für Zerspanungs- und Umformwerkzeuge, Gleit- und Lagerkomponenten sowie tribologisch hochbeanspruchte Bauteile im Maschinen- und Fahrzeugbau. DLC bezeichnet keine einzelne Schichtart, sondern eine Werkstofffamilie amorpher Kohlenstoffschichten. Ihre Einteilung erfolgt anhand des Anteils graphit­ähnlicher sp2- und diamantähnlicher sp3-Bindungen sowie des Wasserstoffgehalts [4]. Die verschiedenen Schichttypen und ihre ungefähren Zusammensetzungsbereiche sind schematisch in Abbildung 1 dargestellt.

Abb. 1: Schematische Einteilung der DLC-Schichttypen anhand ihres sp2-, sp3- und Wasserstoffanteils

Im vorliegenden Beitrag werden ausschließlich die wasserstofffreien Schichttypen amorpher Kohlenstoff, kurz a-C, und tetraedrisch amorpher Kohlenstoff, kurz ta-C, ­betrachtet.

Eigenschaften der Kohlenstoffschichten werden wesentlich durch das Verhältnis der unterschiedlichen Bindungsformen bestimmt. Die a-C-Schichten besitzen einen vergleichsweise hohen Anteil sp2-hybridisierter Bindungen und weisen daher eine geringere Härte, aber eine höhere plastische Verformbarkeit auf. Die ta-C-Schichten enthalten dagegen einen hohen Anteil tetraedrisch angeordneter sp3-Bindungen. Mit zunehmendem sp3-Anteil steigen Härte und Steifigkeit deutlich an, während die plastische Verformbarkeit abnimmt [4, 5]. Ab einer Härte von etwa 40 GPa werden solche Schichten üblicherweise dem Bereich der superharten Werkstoffe zugeordnet [6].

Gerade die hohe Härte von ta-C-Schichten ist für den Verschleißschutz von großem Interesse. Gleichzeitig ist sie jedoch mit werkstofftechnischen Herausforderungen verbunden. Während der Schichtherstellung entstehen insbesondere in ta-C-Beschichtungen hohe innere Druckeigenspannungen, die mehrere Gigapascal erreichen und die Haftung auf dem Grundwerkstoff erheblich beeinträchtigen können [7]. Hinzu kommt häufig ein ausgeprägter Unterschied zwischen der hohen Steifigkeit der Beschichtung und der größeren Verformbarkeit des Substrats. Wird das beschichtete Bauteil elastisch oder plastisch verformt, kann sich die superharte Schicht dieser Beanspruchung nur begrenzt anpassen. Dadurch können Risse entstehen, die Haftfestigkeit abnehmen und im ungünstigsten Fall können Teile der Beschichtung oder die gesamte Schicht abgelöst werden.

Zur Verringerung dieser inneren Spannungen und zur Optimierung der mechanischen Schichteigenschaften wurden unterschiedliche Lösungsansätze untersucht. Hierzu zählen gradierte Schichtaufbauten, die Einbringung zusätzlicher Zwischen- oder Pufferschichten sowie eine thermische Behandlung während oder nach der Schichtherstellung [8, 9]. Eine länger andauernde thermische Behandlung kann jedoch die Kohlenstoffstruktur verändern und eine zunehmende Graphitisierung hervorrufen. Die Spannungsreduzierung geht dann häufig mit einem Verlust der ursprünglich hohen Härte einher. Für einen wirksamen Verschleißschutz müssen daher die Haftung und die mechanische Belastbarkeit verbessert werden, ohne die vorteilhaften Eigenschaften des superharten ta-C wesentlich zu beeinträchtigen.

Eine Möglichkeit zur gezielten Verringerung der Druckeigenspannungen bietet die Kombination aus Laserpulsabscheidung und gepulstem Lasertempern. Bei der Laserpulsabscheidung, auch als Pulsed Laser Deposition oder PLD bezeichnet, wird ein Festkörper­target durch kurze Laserpulse lokal abgetragen (Abb. 2). Die hierbei freigesetzten Teilchen werden auf dem gegenüberliegenden ­Substrat abgeschieden und bilden dort die Beschichtung. Während des Schichtwachstums wird die ta-C-Schicht wiederholt durch einen zweiten Laser kurzzeitig getempert. Die zur Spannungsrelaxation erforderlichen Temperaturfelder bestehen dabei ­lediglich für wenige Nanosekunden. Bei ­geeigneter Prozessführung können die Druckeigenspannungen dadurch weitgehend abgebaut werden, ohne die superharte Schichtstruktur dauerhaft thermisch zu belasten [10].

Abb. 2: Schematischer Aufbau der Dual-PLD-Anlage mit Ionenquelle zur Substratreinigung sowie KrF-Excimerlasern zur Schichtabscheidung und zum gepulsten Lasertempern

Neben der gezielten Spannungsrelaxation stellen Multischichtsysteme einen vielversprechenden Ansatz zur Verbesserung des mechanischen Verhaltens dar. Dabei werden weiche und plastisch verformbare Teilschichten mit harten beziehungsweise superharten Teilschichten kombiniert. Frühere Untersuchungen zeigen, dass wechselnde weiche und harte Kohlenstoffschichten die Haftfestigkeit, das Schädigungsverhalten und die Verschleißbeständigkeit beeinflussen ­können [11–13]. Die weicheren Teilschichten können lokale Verformungen aufnehmen und die Ausbreitung von Schädigungen begrenzen, während die harten Teilschichten die erforderliche Tragfähigkeit und Verschleißbeständigkeit bereitstellen.

Die bisher untersuchten Multischichtsysteme wurden überwiegend mittels Lichtbogenverdampfung, Magnetronsputtern oder chemischer Gasphasenabscheidung hergestellt. Teilweise kamen zusätzlich metallische oder keramische Zwischenschichten zum Einsatz.

Auch mittels Laserpulsabscheidung ­wurden bereits unterschiedliche DLC-Multischichtsysteme erzeugt [14]. Die dabei erreichten Härten lagen jedoch häufig unter den Werten von superharten ta-C-Einzelschichten. Die gezielte Herstellung vollständig kohlenstoffbasierter, superharter a-C/ta-C-Multischichtsysteme mit zuvor spannungsrelaxierten ta-C-
Teilschichten ist bislang nur unzureichend untersucht worden.

Vor diesem Hintergrund wurden in der vorliegenden Arbeit wasserstofffreie a-C/ta-C-Multischichtsysteme auf Hartmetallsubstraten hergestellt. Die Schichtsysteme ­bestehen aus abwechselnd angeordneten, vergleichsweise weichen a-C-Teilschichten und super­harten ta-C-Teilschichten. Die ta-C-Teilschichten wurden bereits während der Herstellung durch gepulstes Lasertempern spannungsrelaxiert. Die Aufgabe der weicheren a-C-Teilschichten besteht daher nicht vorrangig in der Kompensation der Druckeigenspannungen, sondern insbesondere in der Verbesserung der mechanischen Verformbarkeit und der Haftung des gesamten Schichtverbunds.

Untersucht wurde, wie sich die Dicke der einzelnen Teilschichten und die daraus resultierende Anzahl der Grenzflächen auf Härte, Steifigkeit und Haftfestigkeit auswirken. Ergänzend wurden die Reibungs- und Verschleißeigenschaften der Multischichtsysteme bestimmt. Ziel war die Entwicklung eines Schichtaufbaus, der die hohe Härte und Verschleißbeständigkeit einer ta-C-Beschichtung weitgehend beibehält und gleichzeitig eine verbesserte Haftfestigkeit gegenüber einer vergleichbaren ta-C-Einzelschicht erreicht.

2 Experimenteller Teil

2.1 PLD und Schichtentspannung

Die Kohlenstoffschichten wurden in einer Hochvakuumkammer abgeschieden (Abb. 2). Vor Beginn der Beschichtung wurden die zu beschichtenden Substrate mithilfe ­einer Argonionenquelle gereinigt, um oberflächennahe Verunreinigungen zu ­entfernen und die Voraussetzungen für eine gute Schichthaftung zu schaffen.

Für die Schichtabscheidung wurde ein KrF-Excimerlaser mit einer Wellenlänge von 248 nm und einer Pulsdauer von 30 ns eingesetzt, dessen Strahlung auf ein rotierendes Graphittarget gerichtet war. Die dabei abgetragenen schichtbildenden Teilchen breiteten sich überwiegend senkrecht zur Targetoberfläche in Richtung des gegenüberliegenden Substrats aus und lagern sich dort als Kohlenstoffschicht ab. Über die Energiedichte der Laserstrahlung auf der Targetoberfläche, die sogenannte Fluenz, wurde gezielt eingestellt, ob eine weichere a-C- oder eine superharte ta-C-Teilschicht entstand. Die zur Herstellung der beiden Schichttypen erforderlichen Laserparameter waren aus vorangegangenen Prozessuntersuchungen bekannt.

Zur Verringerung der Druckeigenspannungen in den superharten ta-C-Teilschichten war die Anlage mit einem zweiten KrF-­Excimerlaser ausgestattet. Während des schrittweisen Schichtaufbaus wurden die abgeschiedenen ta-C-Teilschichten wiederholt durch gepulstes Lasertempern entspannt. Die weicheren a-C-Teilschichten wurden dagegen ohne diesen zusätzlichen Temperprozess hergestellt. Durch den Wechsel zwischen Schichtabschei­dung und Lasertempern konnten spannungsrelaxierte ta-C-Teilschichten gezielt in das Multischichtsystem integriert werden.

2.2 Aufbau und Auswahl der a-C/ta-C-Multischichtsysteme

Die Multischichtsysteme wurden auf polie­rten Hartmetallsubstraten aus Wolframcarbid und Cobalt (WC-Co) abgeschieden. Vor dem eigentlichen Aufbau der Kohlenstoffschichten wurde eine dünne WC-Haftschicht aufgebracht, um die Anbindung des Schichtsystems an das Hartmetallsubstrat zu verbessern. Das Multischichtsystem bestand aus einer wiederkehrenden Folge zweier Teilschichten (Abb. 3). Eine Doppelschicht setzte sich aus einer weicheren a-C-Teilschicht mit einer Härte von etwa 20 GPa sowie einer superharten ta-C-Teilschicht mit einer Härte von etwa 60 GPa zusammen. Die ta-C-Teilschicht bildete jeweils den oberen Abschluss einer Doppelschicht, sodass auch die Oberfläche des vollständigen Multischichtsystems aus ta-C bestand.

Abb. 3: Schematischer Aufbau der a-C/ta-C-Multischichtsysteme auf einem WC-Co-Hartmetallsubstrat mit WC-Haftschicht, wobei eine Doppelschicht aus einer weicheren a-C- und einer superharten ta-C-Teilschicht besteht

Für die untersuchten Multischichtsysteme wurde ein konstantes Dickenverhältnis aus a-C- und ta-C-Teilschichten von 1:1 gewählt. Die Dicke der beiden Teilschichten wurde in einem Bereich zwischen 25 nm und 1 µm variiert. Mit abnehmender Teilschichtdicke wurde die Anzahl n der übereinander angeordneten Doppelschichten entsprechend erhöht, sodass die Gesamtdicke aller untersuchten Multischichtsysteme konstant etwa 2 µm betrug. Auf diese Weise blieben sowohl die Gesamtschichtdicke als auch das Verhältnis von a-C zu ta-C unverändert, während die Dicke der einzelnen Teilschichten und die Anzahl der Grenzflächen gezielt variiert wurden. Als Referenz wurden zusätzlich einzelne ta-C-Schichten mit einer vergleichbaren Gesamtschichtdicke von 2 µm hergestellt.

2.3 Mechanische und ­tribologische Prüfung

Die mechanischen Eigenschaften der hergestellten Multischichtsysteme wurden mittels Nanoindentation bestimmt. Dabei wurden die Eindringhärte Hit und der ­Eindringmodul Eit ermittelt. Die Eindringtiefe wurde so gewählt, dass sie weniger als 10 % der Gesamtschichtdicke betrug. Dadurch wurde der Einfluss des Hartmetallsubstrats und der Wolframcarbid-Haftschicht auf die Messwerte weitgehend vermieden.

Zur Bewertung der Schichthaftung wurden Rockwell-C-Ritztests mit einer konischen Dia­mantspitze durchgeführt, die einen Spitzenradius von 50 µm und einen Kegelwinkel von 120° aufwies. Die aufgebrachte Normalkraft wurde über eine Ritzstrecke von 8 mm linear von 0 N auf 8 N erhöht. Anhand der entstehenden Schädigungen wurden drei charakteristische Lasten bestimmt: Lc1 kennzeichnet den Beginn erster sichtbarer Risse oder Schichtschädigungen, Lc2 den Beginn des Haftversagens und Lc3 die vollständige Ablösung der Beschichtung.

Das Reibungs- und Verschleißverhalten wurde mithilfe von Pin-on-Disk-Prüfungen ohne Schmierstoff untersucht. Als Gegenkörper kamen Kugeln aus dem Wälzlagerstahl 100Cr6 sowie aus Wolframcarbid (WC) zum Einsatz. Die Prüfungen wurden mit Normalkräften von 4 N und 10 N, einer Gleitgeschwindigkeit von 10 cm/s und einer gesamten Gleitstrecke von 8000 m durchgeführt. Bestimmt wurden die Reibwerte (Coefficient of Friction, COF) sowie die Verschleißraten der Multischichtsysteme ks und der jeweiligen Gegenkörper kk.

3 Ergebnisse und Diskussion

Die mechanischen Eigenschaften der ta-C-Einzelschicht und der a-C/ta-C-Multischichtsysteme sind in Tabelle 1 zusammengefasst. Für die etwa 2 µm dicke ta-C-Einzelschicht wurden Eindringhärten Hit zwischen 58 GPa und 60 GPa sowie ­Eindringmodulwerte Eit zwischen 650 GPa und 680 GPa ­ermittelt. Die Multischichtsysteme erreichten über den gesamten untersuchten Bereich an Teilschichtdicken Eindringhärten Hit von 57 GPa bis 63 GPa und Eindringmodulwerte Eit von 630 GPa bis 710 GPa. Damit überlappen die Wertebereiche beider Schichttypen weit­gehend.

Eine systematische Abnahme der mechanischen Kennwerte mit abnehmender Teilschichtdicke beziehungsweise zunehmender Anzahl der Doppelschichten ist nicht erkennbar. Dies ist insbesondere deshalb bemerkenswert, weil die Multischichtsysteme zu gleichen Dickenanteilen aus den weicheren a-C- und den superharten ta-C-Teilschichten bestehen. Die Integration der etwa 20 GPa harten a-C-Teilschichten führt somit nicht zu einer relevanten Verringerung der Gesamthärte. Vielmehr bleibt der superharte Charakter der Beschichtung über den gesamten untersuchten Parameterbereich erhalten. Die ermittelten Werte liegen zugleich in der für superharte ta-C-Einzelschichten berichteten Größenordnung. Abhängig von Herstellungsverfahren, Schichtunterbau und Prüfbedingungen werden in der Literatur Härten von etwa 50 GPa bis 70 GPa sowie Eindring­modulwerte von mehreren hundert Gigapascal beschrieben [10, 15, 16].

Da Eindringhärte und Eindringmodul der untersuchten Systeme auf einem vergleichbaren Niveau liegen, können Unterschiede im Ritzverhalten im Wesentlichen mit dem Multischichtaufbau und der zunehmenden Anzahl der Grenzflächen in Verbindung gebracht werden. Als Referenz wurden für die ta-C-Einzelschicht kritische Lasten von Lc1 = 2,8 N, Lc2 = 4,1 N und Lc3 = 5,8 N bestimmt (Abb. 4).

Abb. 4: Lichtbildaufnahmen der Ritzspuren auf einer ta-C-Einzelschicht sowie auf a-C/ta-C-Multischichtsystemen mit konstantem a-C/ta-C-Teilschichtdickenverhältnis und variierender Anzahl der Doppelschichten. Die Messungen wurden mittels Rockwell-C-Ritztest mit einer konusförmigen Diamantspitze (Spitzenradius: 50 μm, Kegelwinkel: 120°) durchgeführt und die farblichen Markierungen kennzeichnen die kritischen Lasten Lc1 (grün), Lc2 (orange) und Lc3 (rot)

Das Multischichtsystem mit jeweils 500 nm dicken a-C- und ta-C-Teilschichten sowie n = 2 Doppelschichten zeigte nahezu identische Werte. Bei dieser geringen Zahl von Grenzflächen war somit noch keine Verbesserung der Haftung erkennbar. Mit einer Verringerung der Teilschichtdicke auf jeweils 100 nm und einer Erhöhung auf n = 10 Doppelschichten verschoben sich die kritischen Lasten deutlich zu höheren Werten. Der Beginn erster sichtbarer Schädigungen trat erst bei Lc1 = 4,7 N auf, der Beginn des Haftver­sagens bei Lc2 = 5,8 N und die vollständige Ablösung der Beschichtung bei Lc3 = 7,8 N. Eine weitere Verbesserung wurde bei jeweils 25 nm dicken Teilschichten und n = 40 Doppelschichten festgestellt. Hier wurden Lc1 = 5,2 N und Lc2 = 6,4 N erreicht. Eine vollständige Delamination trat innerhalb des untersuchten Lastbereichs bis 8 N nicht mehr auf.

Die Ergebnisse zeigen, dass weniger die ­Dicke einer einzelnen Teilschicht als vielmehr die zunehmende Unterteilung des Schichtsystems und die damit verbundene Zahl der Grenzflächen für die verbesserte Haftung entscheidend sind. Die Grenzflächen können lokale Spannungen innerhalb des Schichtsystems verteilen und die Ausbreitung von Rissen über die gesamte Schichtdicke behindern. Dadurch werden sowohl der Beginn der Schädigung als auch das nachfolgende Haftversagen zu höheren Belastungen verschoben. Da Härte und Eindringmodul gleichzeitig nahezu unverändert bleiben, wird die verbesserte Haftung nicht durch einen Verlust der superharten mechanischen Eigenschaften erkauft.

Die tribologischen Eigenschaften der ta-C-Einzelschicht und der Multischichtsysteme sind für beide Kugelmaterialien und Prüfkräfte in Tabelle 2 gegenübergestellt. Über sämtliche Prüfkonfigurationen wurden Reibungskoeffizienten zwischen 0,08 und 0,21 ermittelt. Die Wertebereiche der Einzelschicht und der Multischichtsysteme überlappen weitgehend. Ein systematischer Einfluss der Teilschichtdicke oder der Anzahl der Doppelschichten auf den Reibungskoeffizienten lässt sich daher nicht erkennen. Bei Verwendung der 100Cr6-Kugel lagen die Reibungskoeffizienten der Multischichtsysteme zwischen 0,08 und 0,12 bei 4 N sowie zwischen 0,08 und 0,17 bei 10 N. Für die Wolframcarbidkugel wurden Werte von 0,08 bis 0,20 beziehungsweise 0,12 bis 0,21 bestimmt. Diese Ergebnisse entsprechen dem für wasserstofffreie ta-C-Schichten unter trockenen Umgebungsbedingungen typischen Bereich von etwa 0,1 bis 0,2.

Auch bei den spezifischen Verschleißraten zeigen Einzelschicht und Multischichtsysteme weitgehend überlappende Wertebereiche. Der Verschleiß der Beschichtungen lag über alle Prüfkonfigurationen hinweg zwischen 2 µm3/Nm und 49 µm3/Nm. Eine Erhöhung der Prüfkraft von 4 N auf 10 N führte erwartungsgemäß zu einer Zunahme des Schichtverschleißes. Besonders bei Verwendung der härteren WC-Kugel wurden unter 10 N für die Multischichtsysteme Werte bis 49 µm3/Nm erreicht. Ein eindeutiger Nachteil des Multischichtaufbaus gegenüber der ta-C-Einzelschicht ist daraus jedoch nicht abzuleiten, da sich die jeweiligen Wertebereiche auch hier deutlich überschneiden. Stärkere Unterschiede zeigen sich beim Verschleiß der Gegenkörper.

Bei einer Prüfkraft von 10 N erreichten die 100Cr6-Kugeln Verschleißraten zwischen 170 µm3/Nm und 450 µm3/Nm. Die deutlich härteren Wolframcarbidkugeln wiesen unter denselben Bedingungen dagegen lediglich Werte zwischen 20 µm3/Nm und 45 µm3/Nm auf. Während der weichere Stahlgegenkörper somit bevorzugt verschlissen wurde, blieb der Verschleiß der Wolframcarbidkugel wesentlich geringer. Gleichzeitig wurde bei Verwendung der Wolframcarbidkugel tenden­ziell ein größerer Anteil der Beanspruchung auf die Beschichtung übertragen, was die teilweise höheren Schichtverschleißraten erklärt.

Insgesamt sind die tribologischen Eigenschaften der Multischichtsysteme in Bezug auf Verschleiß und Reibung mit denen der Einzelschicht vergleichbar. Sowohl die Reibungskoeffizienten als auch die Verschleißraten liegen in derselben Größenordnung wie bei der ta-C-Referenzschicht. Der wesentliche Vorteil der a-C/ta-C-Multischichtsysteme besteht damit nicht in einer weiteren Verringerung des bereits niedrigen Reibungs- und Verschleißniveaus. Entscheidend ist vielmehr, dass superharte a-C/ta-C-Multischichtsysteme die hohe Härte und Verschleißbeständigkeit konventioneller ta-C-Einzelschichten mit einer deutlich verbesserten Haftung verbinden können. Insbesondere eine Verringerung der Teilschichtdicke und die damit verbundene Erhöhung der Grenzflächenzahl reduziert die Entstehung und Ausbreitung von Schädigungen, während Eindringhärte, Eindring­modul sowie Reibungs- und Verschleißverhalten weitgehend erhalten bleiben.

Damit eröffnet der Multischichtansatz die Möglichkeit, Beschichtungsarchitekturen gezielt an unterschiedliche Substratwerk­stoffe, mechanische Belastungen und tribo­logische Kontakte anzupassen. Künftige Schichtdesigns könnten beispielsweise linear oder exponentiell veränderte Teil­schichtdicken, ­graduelle Übergänge sowie a-C-reichere Bereiche in Substratnähe und ta-C-­reichere Funktionszonen an der Oberfläche umfas­sen. Dadurch ließen sich mechanische Anpassungsfähigkeit, Haftung und Verschleißschutz innerhalb eines einzigen Schichtsystems gezielt miteinander kombinieren.

Für eine industrielle Übertragung sind insbesondere Untersuchungen unter anwendungsnahen Bedingungen, etwa bei zyklischer Belastung, Schmierung, erhöhten Temperaturen und auf komplex geformten Werkzeug- oder Bauteiloberflächen von Bedeutung. Solche maßgeschneiderten Multischichtsysteme bieten das Potenzial, die Standzeiten hochbeanspruchter Komponenten zu verlängern und damit Wartungsaufwand, Materialverbrauch und Stillstandszeiten zu reduzieren.

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