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Am- Oberflächen wurde, wie bei den Querschliffen, ein signifikanter Unterschied zwischen dem mittle-
Wi- ren Bereich der Laserspuren und den Randbereichen am Übergang zum Al„O3-Substrat festgestellt.
nen An den Rändern der Laserspuren entstanden in einer 1,5 bis 2 mm breiten Zone langgestreckte
Os3- Al,O3-Dendriten, die unter einem Winkel von etwa 45° zur Vorschubrichtung des Lasers in Rich-
che tung zur Spurmitte erstarrten (Bild 6a, c). Im mittleren Bereich der Laserspur bildeten sich dagegen
hs- Al;O3-Dendriten, die bevorzugt parallel zur Vorschubrichtung des Laserstrahles erstarrten und dabei
m teilweise Längen von mehr als 10 mm erreichten (Bild 6b, d). Sowohl das umgeschmolzene als
der auch das legierte Gefüge wiesen in der Mitte eine gröbere Mikrostruktur als an den Rändern der
Ten Laserspur auf.
des
der 4. Diskussion und Zusammenfassung
gen Die Untersuchungen zeigten, daß sich mit Hilfe von CO»-Laserstrahlung die Oberfläche von Al,‚O3-
der Keramik in Dicken bis zu mehreren 100 um durch Umschmelzen und Legieren mit HfO„ gezielt
modifizieren läßt.
Die in der Oberfläche der umgeschmolzenen Keramik A124-L festgestellte hohe Rißdichte ließ sich
auf die hohe Abkühlgeschwindigkeit innerhalb der Laserspur zurückführen. Diese kann, begünstigt
durch die anisotrope thermische Ausdehnung des Al;O3, zur Bildung von Thermoschockrissen
führen [4, 8, 11]. Begünstigt wird die Rißbildung zusätzlich durch Zugspannungen, die bei der
Schrumpfung der erstarrenden Laserspur, bedingt durch die Reduzierung der Porosität, entstehen
[4, 5]. Bei der mit HfO‚ legierten Keramik A124-Hf wurde eine deutlich niedrigere Rißdichte
erreicht, da durch den Legierungszusatz die Schrumpfung in der Laserspur reduziert wurde [5].
Daneben führte das HfO„ durch die Bildung eines Eutektikums (Bild 4b bis e) zur Absenkung der
Erstarrungstemperatur und zu einer verbesserten Thermoschockbeständigkeit des mehrphasigen
Gefüges [5, 11].
Die unterschiedlichen Gefügestrukturen, die am deutlichsten in den mit HfO‚, legierten Oberflächen
in Erscheinung traten, spiegelten die über den Querschnitt der Laserspuren inhomogenen Abkühl-
bedingungen wieder. Während der Laserbehandlung kam es zur Bildung von hohen Temperatur-
gradienten sowohl in vertikaler Richtung zwischen der schmelzflüssigen Oberfläche und dem nicht
aufgeschmolzenen Al,„O3-Substrat als auch in horizontaler Richtung zwischen der Mitte und den
Rändern der Laserspur [17]. Die auf Grund der hohen Wärmeverluste an der Grenzfläche zwischen
Schmelze und Substrat gebildeten Al„O3-Dendriten erstarrten daher in den Randbereichen der Laser-
spur bevorzugt in Richtung der Spurmitte (Bild 4b), während sie in der Spurmitte in Richtung der
Oberfläche (Bild 4c) wuchsen [7, 8]. Durch die Überlagerung eines dritten Temperaturgradienten,
infolge der Bewegung des Laserstrahls, orientierten sich die langgestreckten Al,‚O3-Dendriten
zusätzlich in dessen Vorschubrichtung (Bild 5b, 6c und 6d). Wurde an der Oberfläche der aufge-
schmolzenen Laserspur durch Wärmeverluste an die Umgebung die Erstarrungstemperatur der
Keramik unterschritten, bildeten sich von der Oberfläche ins Innere der Laserspur orientierte
Kristallite aus (Bild 5b) [7, 8, 17]. Diese Kristallite wiesen auf Grund der geringeren Abkühl-
geschwindigkeiten und -gradienten im Vergleich zu den Al,‚O3-Kristalliten im Spurinneren eine
gröbere Struktur auf.
ı01- Der im Vergleich zur Laserspurmitte in den Randbereichen der legierten Oberflächen höhere Anteil
des an 2. Phase wurde in erster Linie durch die an den Spurrändern geringe Strömungsgeschwindigkeit
im Schmelzbad begünstigt [17]. Dies führte zu einer verstärkten Ablagerung des HfO„, das gegen-
über dem Al,O3 eine etwa zweifach höhere Dichte aufweist. Desweiteren begünstigten die im
b) Randbereich am höchsten liegenden Abkühlgeschwindigkeiten die eutektische Erstarrung des
ten mehrphasigen Gefüges [16, 17].
