reibungs- und verschleißverhalten von randschichtmodifizierter hfo2-verstärkter al2o3-keramik im...

Reibungs- und Verschleißverhalten vonrandschichtmodifizierter HfO2-verstarkterAl2O3-Keramik im ungeschmierten GleitkontaktFriction and wear of surface modified HfO2-toughened alumina in unlubricatedsliding contact

J. Schneider*

Professor Dr.-Ing. Karl-Heinz Zum Gahr aus Anlass seines 60. Geburtstages gewidmet

Eine handelsubliche Aluminiumoxidkeramik wurde durch CO2-lasergestutztes Umschmelzen und Einlegieren von Hafniumoxidmit unterschiedlichen Anteilen an Yttriumoxid gezielt oberflachen-modifiziert. In Folge der Laserbehandlung entstanden bis zu 400lm dicke Randschichten mit einem mehrphasigen Gefuge, dasdurch eine Al2O3-Matrix und eine feinlamellare, eutektische Reak-tionsphase aus HfO2 und Al2O3 entlang der Kristallitgrenzen derAl2O3-Matrix gekennzeichnet war. Das tribologische Verhaltender legierten Keramik wurde im ungeschmierten, reversierendenGleitkontakt in Paarung mit Al2O3-Kugeln bei Raumtemperaturund einer relativen Luftfeuchte von 50% charakterisiert. Das Ab-rasivverschleißverhalten wurde unter furchender Beanspruchungdurch SiC-Abrasivpartikel untersucht. Das Reibungs- und Ver-schleißverhalten der lasermodifizierten Keramik wurde sowohldurch den Anteil als auch die Zusammensetzung des Legierungs-zusatzes beeinflusst. Die Untersuchungen zeigten fur die rand-schichtmodifizierte Keramik im Vergleich zu einer kommerziell er-haltlichen Al2O3-Keramik bzw. Al2O3-ZrO2-Mischkeramik (ZTA)deutlich verbesserte tribologische Eigenschaften. Die Reibungszahlkonnte verringert und der Verschleißwiderstand erhoht werden.

Schlagworte: Aluminiumoxid, Hafniumoxid, ZTA, Oberflachen-modifizierung, Reibung, Verschleiß

Surface alloying of commercially available alumina was carriedout using infrared laser irradiation for remelting and alloying withhafnia containing various amounts of yttria. Laser assisted surfacemodification resulted in multiphase surface layers with a thicknessup to 400 lm. The tribological behaviour of the modified ceramicswas determined in a laboratory tribometer under unlubricated, os-cillating sliding contact against alumina balls at room temperatureand a relative humidity of 50%. Abrasive wear was measured incontact with SiC abrasive grits using an abrasive wheel tester. Tri-bological performance of the surface modified ceramic was influ-enced both by the amount and composition of the alloying addi-tions. The results show that friction coefficient was reduced andwear resistance was increased for the alloyed ceramic comparedwith commercially available monolithic alumina and zirconiatoughened alumina (ZTA).

Keywords: alumina, hafnia, ZTA, surface modification, friction,wear

1 Einleitung

Unter den ingenieurkeramischen Werkstoffen hat das Alu-miniumoxid auf Grund seines im Vergleich zu anderen Kera-miken gunstigen Preises infolge hoher Verfugbarkeit und derrelativ einfachen Herstellung heute die weiteste Verbreitungin der technischen Anwendung gefunden. Al2O3 wird, begun-stigt durch seine in weiten Grenzen einstellbaren chemischenund physikalischen Eigenschaften, zum Beispiel in der chemi-schen Verfahrenstechnik zur Auskleidung von Pumpen undMuhlen, in der Textilindustrie als Fadenfuhrer, in der Medi-zintechnik als Werkstoff fur Huftprothesen oder Zahnersatzund in der Elektrotechnik als Substratwerkstoff bzw. Isolatoreingesetzt. Der Einsatz monolithischer Al2O3-Keramik unterhohen mechanischen und tribologischen Belastungen erweistsich jedoch auf Grund ihrer hohen Sprodbruchanfalligkeit alsproblematisch.

Das systemspezifische Reibungs- und Verschleißverhaltenvon Al2O3-Keramik wird insbesondere durch die Parameter

Normalbelastung und Gleitgeschwindigkeit, die Beanspru-chungsdauer und die Umgebungsbedingungen beeinflusst[1 - 10]. Gleichzeitig wirken sich auch mikrostrukturelle Para-meter wie Korngroße, Porositat und zweite Phasen auf das tri-bologische Verhalten von Al2O3 aus [11 - 18]. In Abhangigkeitvon den Beanspruchungsparametern wird bei Al2O3-Selbst-paarungen im ungeschmierten Gleitkontakt ein abrupter Uber-gang aus einer Verschleißtieflage, in der kaum messbarer Ver-schleiß auftritt, in eine Verschleißhochlage beobachtet [2 - 5].Der Ubergang in die Verschleißhochlage erfolgt, wenn die tri-bologisch induzierten Spannungen in der Keramikoberflacheoberhalb der mechanischen Festigkeit des Al2O3 liegen oderes zur Bildung von unkontrolliert wachsenden Rissen entlangder Korngrenzen kommt. Das Reibungsverhalten von Al2O3-Gleitpaarungen wird maßgeblich durch die auftretenden Ver-schleißmechanismen bestimmt. In der verformungskontrol-lierten Verschleißtieflage werden niedrige Reibungszahlen er-mittelt, die vor allem auf weiche, unter dem Einfluss der Luft-feuchte entstehende Hydroxidschichten zuruckgefuhrt wer-den. Beim Ubergang in die Verschleißhochlage steigt die Rei-bungszahl auf Grund des abrasiven Verschleißes stark an.

Eine Verbesserung der Zahigkeit und mechanischen Festig-keit von Al2O3 bei gleichzeitiger Verbesserung der tribologi-

* Universitat Karlsruhe (TH), Institut fur Werkstoffkunde II, Post-fach 3640, 76021 Karlsruhe

1014 DOI: 10.1002/mawe.200300689 Mat.-wiss. u. Werkstofftech. 2003, 34, No. 10/11F 2003 WILEY-VCH Verlag GmbH & Co. KGaA, Weinheim

schen Eigenschaften kann beispielsweise durch das Eindisper-gieren von Hartstoffpartikeln oder feindispersiver ZrO2- bzw.HfO2-Teilchen sowie die Optimierung einzelner Gefugepara-meter, wie Korngroße, Porositat und Phasenanteile erreichtwerden [19 - 22]. In Hinblick auf tribologische Anwendungenerscheint oftmals die gezielte Verstarkung der Funktionsfla-chen als vollkommen ausreichend, da sich die tribologisch in-duzierten Wechselwirkungen zwischen zwei im Kontakt be-findlichen Festkorpern auf eine relativ dunne Oberflachenzo-ne beschranken. Hierfur bieten die in den letzten Jahren ent-wickelten Verfahren zur gezielten Oberflachenmodifizierungvon Keramik ein großes Potenzial [23 - 25]. So zeigen bei-spielsweise Al2O3-Keramiken, in deren Oberflache mittelsLaserstrahlung ZrO2 und Hartstoff- bzw.Metallpartikel einge-lagert wurden, stark verbesserte tribologische Eigenschaftenim Vergleich zu monolithischem Al2O3 [26 - 31].

Ziel der vorliegenden Arbeit war es, durch das laserge-stutzte Einlegieren von HfO2 (teils mit Zusatz von Y2O3)mehrphasige Al2O3-Keramikoberflachen herzustellen und de-ren tribologische Eigenschaften unter ungeschmierter, rever-sierender Gleitbeanspruchung in Paarung mit Al2O3-Kugelnund unter Furchungsbeanspruchung durch SiC-Abrasivparti-kel zu charakterisieren. Dabei stand der Einfluss des Anteilsund der Zusammensetzung der durch die Lasermodifizierungeingebrachten zweiten Phase auf das Reibungs- und Ver-schleißverhalten der mehrphasigen Keramik im Mittelpunkt.

2 Versuchsmaterial und experimentelleMethoden

Als Substratmaterial fur die Untersuchungen zur laserge-stutzten Oberflachenmodifizierung mit Hilfe eines CO2-La-sers wurde die kommerzielle Aluminiumoxidkeramik Al24(Fa. Friatec) verwendet. Als Legierungszusatze wurden rei-nes, monoklines HfO2 bzw. HfO2 mit einem Anteil von 3,5, 10, 15 bzw. 30 Mol-% Y2O3 verwendet. Die Vorbeschich-tung der Al24-Substrate mit den Legierungspulvern erfolgtenach dem Prinzip der Sedimentation durch Einlegen in diePulversuspensionen. Nach dem Trocknen der Proben wurdemit Hilfe einer Rakel standardmaßig eine Beschichtungshohevon 100 lm eingestellt. Um den Anteil an der zweiten Phasein der modifizierten Randschicht variieren zu konnen, wurdendaruber hinaus Probenmit einer Dicke der Pulvervorbeschich-tung zwischen 40 und 400 lm (monoklines HfO2 ohne Y2O3-Zusatz) hergestellt. Die so vorbereiteten Probekorper wurdenan Umgebungsatmosphare auf 1500 �C erwarmt und anschlie-ßend mit einer Laserleistung von rund 200 W bei einer Ver-fahrgeschwindigkeit von 100mm/min umgeschmolzen (Abb.1a+b). Eine ausfuhrliche Beschreibung des Herstellungspro-zesses von der Pulveraufbereitung bis zur Laserbehandlungfindet sich in [25].

Abb. 1. (a) schematische Darstellungdes Laserprozesses zur Randschicht-modifizierung, (b) rasterelektronenmi-kroskopische Aufnahme einesQuerschliffes durch eine mit HfO2 la-sermodifizierte Al2O3-Keramik sowieschematische Darstellung der tribolo-gischen Modellsysteme und Versuchs-parameter fur die Untersuchungen (c)im ungeschmierten, reversierendenGleitkontakt und (d) unter abrasiverBeanspruchung.

Fig. 1. (a) experimental set-up for la-ser treatment, (b) scanning electron mi-crograph of a cross-section through thesurface modified ceramic Al24Hf, (c)tribological system used in oscillatingsliding wear tests and (d) tribologicalsystem used in abrasive wear test.

Mat.-wiss. u. Werkstofftech. 2003, 34, No. 10/11 Reibung 1015

Das tribologische Verhalten der modifizierten Keramikenunter reversierender Gleitbeanspruchung in Paarung mitAl2O3-Kugeln (F99,7; Fa. Friatec) wurde bei Raumtemperaturin einem Labortribometer (Fa. Optimol, Typ SRV) ermittelt(Abb. 1c). Die Normalkraft betrug dabei 40 bzw. 80 N, derHub 0,5mm und die relative Luftfeuchte 50%. Bei einer Fre-quenz von 20Hz und einer Versuchsdauer von 2 h ergab sichein Gleitweg von 144m. Die Funktionsflachen der Probekor-per waren poliert (Ra

� 0,1 lm). Wahrend der Versuchslaufewurden die Reibungszahl und der lineare Verschleißbetrag(Kugel plus Platte) kontinuierlich aufgezeichnet. Zusatzlichwurden nach Versuchsende mit einem taktilen Tastschnittge-rat die linearen Verschleißbetrage der Kugeln und Platten ge-trennt bestimmt. Die Untersuchungen der Keramiken unterFurchungsbeanspruchung durch SiC-Abrasivpartikel wurdenin einem Reibradprufstand (Fa. Erichsen, Typ 533) durchge-fuhrt (Abb. 1d). Hierbei wurde ein mit 120er SiC-Abrasivpa-pier belegtes Reibrad unter einer Last von 10 N reversierenduber die Keramikproben bewegt. Nach jedem Doppelhub von2 x 25mm wurde das Reibrad um etwa 1� gedreht, so dassfrische SiC-Partikel in den Kontakt gelangten. Nach einemVerschleißweg von 120m wurde der massenmaßige Ver-schleißbetrag Wm mit einer elektronischen Waage bei einerAuflosung von 10-5 g bestimmt und der volumetrische Ver-schleißbetrag WVunter Berucksichtigung der Werkstoffdichteq ausWV =Wm / q errechnet. Die Funktionsflachen der Probe-korper waren plangeschliffen (Ra

� 0,3 lm). Die tribologi-schen Modelluntersuchungen wurden bei Temperaturen von20 bis 30 �C in Laboratmosphare durchgefuhrt. Als kommer-zielle Vergleichswerkstoffe wurden dabei eine hochdichte,monolithische Aluminiumoxidkeramik (Fa. Friatec) sowieeine Al2O3-ZrO2-Mischkeramik (Fa. Krupp-Widia) in die Un-tersuchungen mit einbezogen. Die Probekorper wurden vorden Versuchslaufen mit Alkohol gereinigt und fur mehrereStunden in einem Exsikkator ausgelagert. Alle im Weiterenangegebenen Messwerte sind jeweils aus mindestens zweigleichartigen Versuchslaufen ermittelt.

3 Versuchsergebnisse

3.1 Gefuge

In Tabelle 1 sind einige Kennwerte der untersuchten Kera-miken zusammengestellt. Das Umschmelzen des Al24-Sub-strates ohne Zugabe von Legierungszusatzen (Al24L) fuhrte

zu einer nahezu vollstandigen Verdichtung der Oberflache,war jedoch mit einem starken Kornwachstum in der umge-schmolzenen Oberflachenschicht (Dicke ca. 400 lm) verbun-den. Die mittlere Korngroße (ermittelt nach dem Linien-schnittverfahren) stieg von 30 lm in der Al24-Substratkera-mik auf uber 80 lm in der umgeschmolzenen Oberflache an,wobei einzelne stengelformige Al2O3-Kristallite Langen vonmehr als 300 lm erreichten. Die bei der Laserbehandlung auf-tretenden hohen Temperaturgradienten sowie der anisotropeWarmeausdehnungskoeffizient des Al2O3 fuhrten in der ver-dichteten Oberflachenzone zur Bildung eines Rissnetzwerkesmit einer Rissdichte von 160 bis 180mm/cm2. Durch das Le-gieren der Al2O3-Keramik mit HfO2 (Vorbeschichtungsdicke100 lm) konnte die Rissdichte bei ansonsten unverandertenHerstellungsbedingungen auf 20 bis 40mm/cm2 gesenkt wer-den. Ebenso wurde eine Reduzierung der Korngroße gegen-uber der Ausgangskeramik um einen Faktor von bis zu 5 er-reicht. Die modifizierten Oberflachenschichten waren ca. 400lm dick und durch eine ideale Anbindung an das Substrat ge-kennzeichnet (Abb. 1b). Mit zunehmendem Y2O3-Zusatznahm in den legierten Keramiken der Anteil an Reaktions-phase von etwa 25 Vol.-% (ohne Y2O3-Zusatz) auf ca. 15Vol.-% (30 Mol-% Y2O3-Zusatz) ab. Gleichzeitig stieg dieHarte der randschichtmodifizierten Keramik Al24Hf 1725auf 1800 HV0,5 an. Die hochste Vickersharte aller untersuch-ten Materialien wiesen die Al2O3-Referenzkeramik sowie dielaserumgeschmolzene Keramik Al24L mit Werten uber 2000HV0,5 auf.

Rasterelektronische Gefugeaufnahmen der beiden kom-merziellen Keramiken sowie der mit HfO2 laserlegierten Ke-ramik sind in Abb. 2 zusammengestellt. Die ZTA-Mischkera-mik (Abb. 2b), die etwa 15 Vol.-% homogen verteilte ZrO2-Partikel enthielt, hatte mit einer mittleren Korngroße von 1 bis2 lm das feinste Gefuge aller untersuchten Werkstoffe. Diemittlere Korngroße der Al2O3-Referenzkeramik (Abb. 2a) er-reichte mit 6 lm ahnliche Werte wie die laserlegierten Kera-miken. Die Abbildungen 2c und 2d zeigen Gefuge der Kera-mik Al24Hf mit ca. 25 (Abb. 2c) bzw. 50 Vol.-% (Abb. 2d)zweiter Phase. Die Gefuge sind gekennzeichnet durch eineMatrix aus Al2O3-Kristalliten (im Bild dunkel), entlang derenKorngrenzen sich das HfO2 bei niedrigen Volumenanteilenzunachst in Form von dunnen Filmen anlagerte (Abb. 2c).Mit steigendem Anteil an HfO2 bildeten sich von denTripelpunkten ausgehend Bereiche mit einer feinlamellaren,eutektischen Reaktionsphase aus HfO2 und Al2O3 (Abb. 2c,2d).

Tabelle 1. Kennwerte der Al2O3-Substratkeramik, der lasermodifizierten Keramiken Al24L und Al24Hf (100 lm Pulvervorbeschich-tungsdicke) sowie der kommerziellen Referenzkeramiken.

Table 1. Materials data of the alumina used as substrate, the surface modified alumina and the commercial ceramics used as references.

Bezeichnung Al24 Al24L Al24Hf Al2O3 ZTA

Legierungs-zusatze

— — HfO2 +0 - 30 Mol-%Y2O3

— ZrO2

Al2O3-MatrixVol.-%

100 100 75 - 85 100 85

mittlereKorngroßelm

30 81(300)

8 - 12(100)

6 1 - 2

VickersharteHV0,5

1900 2050 1725 - 1800 2023 1700

1016 J. Schneider Mat.-wiss. u. Werkstofftech. 2003, 34, No. 10/11

Abb. 3 stellt den Zusammenhang zwischen (a) der Korngro-ße, (b) der Vickersharte und (c) der Risszahigkeit und demAnteil der Reaktionsphase im laserlegierten Gefuge der Ke-ramik Al24Hf (ohne Y2O3-Zusatz) dar. Nach dem Laserum-schmelzen ohne Legierungszusatz wiesen die Al2O3-Kristal-lite der modifizierten Randschicht eine mittlere Große vonuber 80 lm auf. Durch das Einbringen von HfO2 konntedie Al2O3-Korngroße in der legierten Oberflache drastisch re-duziert werden. Ein Anteil der Reaktionsphase von 10 Vol.-%im legierten Gefuge hatte eine Verringerung der mittlerenKorngroße gegenuber dem Umschmelzen um 75% aufetwa 20 lm zur Folge. Mit steigendem Anteil der Reaktions-phase konnte die Korngroße des Al2O3 bis auf 5 lm (50 Vol.-% Reaktionsphase) verringert werden (Abb. 3a). Die Vickers-harte der lasermodifizierten Oberflachen nahm mit zuneh-mendem Anteil der Reaktionsphase von 2050 HV0,5 furdie umgeschmolzene Keramik auf rund 1600 HV0,5 bei ei-nem Volumenanteil der Reaktionsphase von 50% ab (Abb.3b). Die Risszahigkeit der lasermodifizierten Gefuge stiegdeutlich mit dem Anteil der Reaktionsphase von 3 � 0,2

MPa�m1/2 fur die umgeschmolzene Keramik Al24L auf Wertezwischen 4 und 5,2 MPa�m1/2 bei 10 bzw. 40 Vol.-% Reakti-onsphase an. Die Risszahigkeit des feinlamellaren, eutekti-schen Gefuges der Reaktionsphase lag bei 5,6 � 0,3MPa�m1/2 (Abb. 3c).

Bei rontgendiffraktometrischen Untersuchungen der legier-ten Keramik Al24Hf (ohne Y2O3-Zusatz) mit einemAnteil derReaktionsphase von 25 Vol.-% traten deutliche Unterschiedezwischen dem Spektrum der polierten Oberflache und der pul-verisierten Laserspur auf (Abb. 4). Im Spektrum der pulveri-sierten Laserspur stimmten sowohl die Beugungswinkel alsauch die relativen Intensitaten der gemessenen Peaks mitden in der JCPDS-Kartei (Joint Comitee on Powder Diffrac-tion Standards) angegebenen Werten fur a-Al2O3 und mono-klines m-HfO2 uberein. Die in den Rontgenspektren der po-lierten Laserspuren auftretenden Peaks stimmten dagegen we-der in ihrer Intensitat noch in ihrer Winkellage exakt mit denDaten aus der JCPDS-Kartei uberein. Die Winkellagen derPeaks waren um bis zu 0,2� gegenuber ihren Sollwerten ver-schoben. Wahrend die Identifizierung der monoklinen Modi-

Abb. 2. Rasterelektronenmikroskopi-sche Gefugeaufnahmen der als Refe-renzmaterialien eingesetzten (a)monolithischen Al2O3-Keramik und (b)ZTA-Mischkeramik sowie der mitHfO2 lasermodifizierten KeramikAl24Hf mit (c) ca. 25 Vol.-% bzw. (d)50 Vol.-% Reaktionsphase

Fig. 2. Scanning electron micrographsof the (a) monolithic alumina ceramic,(b) zirconia toughened alumina (ZTA)and the surface modified ceramicAl24Hf with (c) 25 and (d) 50 vol.-%of second phase.

Abb. 3. (a) mittlere Korngroße, (b)Vickersharte HV0,5 und (c) Risszahig-keit der mit HfO2 lasermodifiziertenKeramik Al24Hf (ohne Y2O3-Zusatz)in Abhangigkeit vom Volumenanteilan Reaktionsphase.

Fig. 3. (a) grain size, (b) hardness and(c) fracture toughness of the surfacemodified ceramic Al24Hf (withoutY2O3 addition) as a function of theamount of second phase.


fikation des HfO2 anhand seiner vier intensitatsstarkstenPeaks moglich war, war dies fur die tetragonale Modifikationnicht moglich.

3.2 Tribologische Eigenschaften

3.2.1 Reversierender Gleitverschleiß

In Abb. 5a+b sind die Reibungszahl und der lineare Ver-schleißbetrag der kommerziellen Al2O3-Referenzkeramik so-wie der HfO2-laserlegierten Keramik Al24Hf ohne Y2O3-Zu-

satz mit einemVolumenanteil der Reaktionsphase von 10 bzw.25 Vol.-% in Abhangigkeit vom zuruckgelegten Gleitweg imreversierenden Gleitkontakt mit Al2O3-Kugeln (FN = 40 N)dargestellt. Bei der Referenzkeramik fiel die Reibungszahlnach einer Einlaufphase von wenigen Metern mit Wertenim Bereich von 0,9 bis 1,0 im weiteren Verlauf kontinuierlichab und erreichte nach einem Gleitweg von etwa 100m einenquasistationaren Wert um 0,7 (Abb. 5a). Die laserlegierte Ke-ramik Al24Hf mit einem Volumenanteil der Reaktionsphasevon 10% zeigte ebenfalls eine kurzzeitige Uberhohung derReibungszahl zu Versuchsbeginn, erreichte jedoch schonnach etwa 30m Gleitweg einen quasistationaren Endwert,

Abb. 4. XRD-Spektren der mit HfO2lasermodifizierten Keramik Al24Hf(ohne Y2O3-Zusatz): (a) polierte, (b)pulverisierte Laserspur.

Fig. 4. XRD-spectra of the surfacemodified ceramic Al24Hf (withoutY2O3 addition): (a) polished surfaceand (b) powdered.

Abb. 5. (a) Reibungszahl und (b) li-nearer Verschleißbetrag Wl der Gleit-paarungen der monolithischen Al2O3-Keramik sowie der lasermodifiziertenKeramik Al24Hf mit 10 bzw. 25Vol.-% Reaktionsphase in Abhangig-keit vom zuruckgelegten Gleitweg so-wie (c) quasistationare Reibungszahlund (d) der nach einem Gleitweg von144m ermittelte lineare Verschleißbe-trag Wl* der Gleitpaarungen der laser-modifizierten Keramik Al24Hf inAbhangigkeit vom Anteil an Reakti-onsphase unter ungeschmierter, rever-sierender Gleitbeanspruchung gegenAl2O3-Kugeln; (FN = 40 N; rF = 50%).

Fig. 5. (a) friction coefficient and (b)amount of linear wear versus lengthof wear path of the monolithic aluminaand laser modified ceramic Al24Hfwith 10 and 25 vol.-% of second phaseand (c) stationary values of frictioncoefficient and (d) amount of linearwear measured after a sliding distanceof 144m under unlubricated, oscillat-ing sliding contact against alumina-balls; (FN = 40 N; rF = 50%).


der rund 15% unter dem der monolithischen Al2O3-Keramiklag. Betrug der Volumenanteil der Reaktionsphase in der mo-difizierten Oberflachenzone 25%, so kam es nicht mehr zueiner Uberhohung der Reibungszahl zu Versuchsbeginn, son-dern es stellte sich eine uber den gesamten Gleitweg konstanteReibungszahl auf einem Niveau zwischen 0,45 und 0,5 ein.Das ausgepragte Einlaufverhalten der Al2O3-Referenzkera-mik spiegelte sich auch im Verlauf des linearen Verschleißbe-trages Wl wieder (Abb. 5b). Auf den ersten Metern des Gleit-weges stieg der lineare Verschleißbetrag stark an und erreichtedabei etwa 80 bis 90% seines nach 144m erreichten Endwer-tes. Nach 5 bis 10m Gleitweg erfolgte ein Ubergang aus derVerschleißhochlage in eine Verschleißtieflage, die durch einennur noch geringen Anstieg des Verschleißbetrages bis zumVersuchsende gekennzeichnet war. Bei einem Volumenanteilder Reaktionsphase von 10% zeigte die laserlegierte KeramikAl24Hf ein vergleichbares Verhalten, der am Versuchsendeerreichte lineare Verschleißbetrag lag jedoch deutlich unterdem der monolithischen Al2O3-Keramik. Betrug der Volu-menanteil der Reaktionsphase 25%, so war ein annaherndkonstanter, niedriger Anstieg des Verschleißbetrages uberdie gesamte Versuchsdauer zu beobachten. In Abb. 5c+dsind die Reibungszahl im quasistationaren Bereich der Ver-suchslaufe sowie die nach Versuchsende (sges = 144m) ermit-telten Verschleißbetrage der Gleitpaarungen zusammenge-stellt. Durch das Laserlegieren mit HfO2 konnten die Rei-bungszahlen, die fur die beiden monolithischen Al2O3-Kera-miken im Bereich von etwa 0,6 bis 0,7 lagen, bei einem Vo-lumenanteil der Reaktionsphase von 25 bis 50 Vol.-% aufWerte zwischen 0,45 und 0,5 gesenkt werden. Die nach einemGleitweg von 144m ermittelten linearen Verschleißbetrageverteilten sich bei der Al2O3-Referenzkeramik sowie beider laserlegierten Keramik Al24Hf zu etwa gleichen Teilenauf Platte und Kugel, wahrend bei der laserumgeschmolzenenKeramik Al24L ca. 80 bis 90% des Verschleißes auf die Plat-ten entfiel. Die fur die laserlegierte Keramik Al24Hf mit ei-nem Anteil der Reaktionsphase von 25, 40 und 50 Vol.-%ermittelten Verschleißbetrage der Plattenprufkorper lagengegenuber denen der monolithischen Referenzkeramik umeinen Faktor von bis zu 20 niedriger. Hierbei wurden anden Al24Hf-Plattenprufkorpern Verschleißbetrage zwischen1 lm bei 25 Vol.-% und 3 lm bei 40 bzw. 50 Vol.-% Reak-

tionsphase ermittelt. Der Verschleiß der Al2O3-Kugeln lag beidiesen Paarungen im Bereich von 2 lm.

REM-Aufnahmen verschlissener Oberflachen der Al2O3-Referenzkeramik sowie der laserlegierten Keramik Al24Hfmit 10, 25 und 50 Vol.-% Reaktionsphase sind in Abb. 6 dar-gestellt. Die monolithische Al2O3-Referenzkeramik war nachVersuchsende vollstandig mit Verschleißpartikeln bedeckt, dieteils zu einer von Rissen durchzogenen Schicht kompaktiertwaren (Abb. 6a). Die Oberflache der legierten KeramikAl24Hf mit 10 Vol.-% Reaktionsphase war nach Versuchsen-de mit einer sehr glatten, von Rissen durchzogenen Schichtaus stark kompaktierten Abriebpartikeln bedeckt. Auf dieserSchicht waren einzelne lose Verschleißpartikel zu erkennen(Abb. 6b). Ein gegensatzliches Erscheinungsbild zeigten dieverschlissenen Oberflachen der legierten Keramiken bei Vo-lumenanteilen der Reaktionsphase von 25 und 50% (Abb. 6c,6d). Auf den tribologisch beanspruchten Oberflachen hattensich keine ausgepragten Schichten aus Verschleißpartikeln ge-bildet, vielmehr war bei diesen Keramiken nach den zweistun-digen Versuchslaufen auf einer annahernd polierten Oberfla-che sehr gut das mehrphasige Gefuge aus Al2O3-Matrix (imBild dunkel) und eutektischer Reaktionsphase (im Bildhell) zu erkennen. Vereinzelt hatten sich durch das Ablosenvon tribochemischen Reaktionsschichten rollenformige Parti-kel auf den verschlissenen Oberflachen gebildet (Abb. 6d).

Um das Potenzial der laserlegierten Keramik Al24Hf besserabschatzen zu konnen, wurden in einer weiterfuhrenden Ver-suchsreihe bei einer Normalkraft von 80 N neben der Al2O3-Referenzkeramik und Al24Hf (25 Vol.-% Reaktionsphase;ohne Y2O3-Zusatz) zusatzlich auch eine kommerzielle,feinkornige ZTA-Mischkeramik mit Al2O3-Kugeln gepaart.Abb. 7 zeigt die Reibungszahl und den linearen Verschleißbe-tragWl der drei untersuchten Keramiken in Abhangigkeit vomGleitweg. Wahrend die legierte Keramik Al24Hf eine uberden gesamten Gleitweg annahernd konstante Reibungszahlzwischen 0,4 und 0,45 aufwies, waren die ZTA-Mischkeramiksowie die Al2O3-Referenzkeramik durch ein ausgepragtesEinlaufverhalten mit einer Reibungszahl um 0,8 und einer ho-hen Verschleißintensitat auf den erstenMetern des Gleitwegesgekennzeichnet. Mit zunehmendem Gleitweg fiel die Rei-bungszahl der beiden kommerziellen Keramiken bis zum Ver-suchsende auf Werte um 0,6 (ZTA) und 0,7 (Al2O3) ab (Abb.

Abb. 6. Rasterelektronenmikroskopi-sche Aufnahmen verschlissener Ober-flachen (a) der monolithischenAl2O3-Referenzkeramik sowie der la-serlegierten Keramik Al24Hf mit (b)10, (c) 25 und (d) 50 Vol.-% Reaktions-phase nach ungeschmiertem, reversie-renden Gleitkontakt gegen Al2O3-Kugeln und einem Gleitweg von144m; (FN = 40 N; rF = 50%); (Pfeilin Gleitrichtung).

Fig. 6. Scanning electron micrographsof (a) monolithic alumina and lasermodified ceramic Al24Hf with (b)10, (c) 25 and (d) 50 vol.-% of secondphase worn during oscillating slidingcontact against alumina-balls (FN =40 N; rF = 50%); (arrow indicates slid-ing direction).


7a). Der am Versuchsende gemessene lineare Verschleißbe-trag lag fur die Paarung der lasermodifizierten KeramikAl24Hf gegenuber den Paarungen der beiden kommerziellenKeramiken um etwa den Faktor 8 (Al2O3) bzw. 3 (ZTA) nied-riger (Abb. 7b).

3.2.2 Abrasivverschleiß

Die nach Beanspruchung durch 120er SiC-Abrasivpartikelund einem Gleitweg von 120m bestimmten volumetrischenVerschleißbetrage der Referenzkeramiken, der laserumge-schmolzenen Keramik Al24L sowie der laserlegierten Kera-mik Al24Hf ohne Y2O3-Zusatz in Abhangigkeit vom Volu-menanteil der Reaktionsphase stellt Abb. 8a dar. Wahrendder volumetrische Verschleißbetrag bei der umgeschmolzenenKeramik Al24L etwa auf dem Niveau der Al2O3-Referenzke-ramik lag, konnte der volumetrische Verschleißbetrag durchdas Einlegieren von HfO2 in die Al2O3-Oberflache gegenuberder Al2O3-Referenzkeramik deutlich verringerte werden. DieKeramik Al24Hf mit 10 Vol.-% Reaktionsphase wies einengegenuber der Al2O3-Referenzkeramik um den Faktor von3 bis 4 geringeren Verschleißbetrag auf. Mit zunehmendemAnteil der Reaktionsphase fiel der volumetrische Verschleiß-

betrag weiter ab und erreichte bei 50 Vol.-% nur noch einZehntel des Verschleißes der Referenzkeramik und lag damitnoch unter dem fur die feinkornige ZTA-Mischkeramik ermit-telten Wert. Den Einfluss des Y2O3-Zusatzes auf das Ver-schleißverhalten der laserlegierten Keramik Al24Hf zeigtAbb. 8b. Die geringsten Verschleißbetrage wies die KeramikAl24Hf bei Y2O3-Anteilen von 3 und 5 Mol-% auf. WurdendemHfO2 mehr als 5Mol-%Y2O3 zugesetzt, so lagen die Ver-schleißbetrage hoher als bei der mit reinem HfO2 modifizier-ten Keramik.

Rasterelektronenmikroskopische Aufnahmen verschlisse-ner Oberflachen der unterschiedlichen Keramiken sind inAbb. 9 wiedergegeben. Die Al2O3-Referenzkeramik (Abb.9a) wies eine große Anzahl interkristalliner Kornausbrucheauf, wobei die Oberflache teilweise von Schichten aus zerklei-nerten und kompaktierten Verschleißpartikeln bedeckt war.Die Oberflache der ZTA-Mischkeramik (Abb. 9b) war dage-gen fast vollstandig mit einer von Furchen durchzogenenSchicht bedeckt und nur vereinzelt traten kleinere Ausbrucheauf. Die laserumgeschmolzene Keramik Al24L (Abb. 9c) wiesnach der tribologischen Beanspruchung neben transkristalli-nen Kornausbruchen große Bereiche mit dicken, stark ge-furchten Schichten aus kompaktierten Verschleißpartikelnauf. Bei den mit HfO2 legierten Keramiken nahm die Anzahl

Abb. 7. (a) Reibungszahl und (b) li-nearer Verschleißbetrag Wl der Gleit-paarungen der monolithischen Al2O3-Keramik, der ZTA-Mischkeramik so-wie der lasermodifizierten KeramikAl24Hf mit Al2O3-Kugeln in Abhan-gigkeit vom zuruckgelegten Gleitwegunter ungeschmierter, reversierenderGleitbeanspruchung; (FN = 80 N; rF= 50%).

Fig. 7. (a) friction coefficient and (b)amount of linear wear of the mono-lithic alumina, ZTA and laser modifiedceramic Al24Hf versus length of wearpath under unlubricated, oscillatingsliding contact against alumina-balls;(FN = 80 N; rF = 50%).

Abb. 8. Volumetrischer Verschleißbetrag (a) der beiden Referenzkeramiken und der lasermodifizierten Keramik Al24Hf in Abhangigkeitvom Volumenanteil an Reaktionsphase sowie (b) der lasermodifizierten Keramik Al24Hf in Abhangigkeit vom Y2O3-Anteil in der Pulver-vorbeschichtung nach Beanspruchung durch SiC-Abrasivpartikel und einem Verschleißweg von 120m; (FN = 10 N; rF = 50%).

Fig. 8. (a) volumetric wear of the monolithic alumina, ZTA and surface modified ceramic Al24Hf with various amounts of second phaseand (b) volumetric wear of the surface modified ceramic Al24Hf with various additions of yttria under abrasive sliding contact against 120mesh SiC on a length of wear path of 120m; (FN = 10 N; rF = 50%).


der Ausbruche sowie die Dicke der Verschleißpartikelschich-ten mit steigendem Anteil an Reaktionsphase ab. Auf der ver-schlissenen Oberflache der Keramik mit 50 Vol.-% Reaktions-phase waren noch sehr deutlich die Gefugebereiche mit feinereutektischer Struktur zu erkennen (Abb. 9d).

4 Diskussion

Durch das lasergestutzte Einlegieren von HfO2 wurde diekommerzielle Al2O3-Keramik Al24 in der Oberflache gezieltmodifiziert. Die bis zu 400 lm dicken mehrphasigen Oberfla-chenschichten setzten sich aus einer Al2O3-Matrix und einerfeinlamellaren, eutektischen Reaktionsphase aus HfO2 undAl2O3 entlang der Kristallitgrenzen der Al2O3-Matrix zusam-men. Durch die gezielte Variation der Vorbeschichtungshohekonnte in den modifizierten Randschichten ein Volumenanteilder Reaktionsphase zwischen ca. 10 und 50% eingestellt wer-den.

Die lasergestutzte Randschichtmodifizierung mit HfO2fuhrte zu einer deutlichen Verbesserung des tribologischenVerhaltens von Al2O3. Unter ungeschmierter, reversierenderGleitbeanspruchung gegen Al2O3-Kugeln (FN = 40 N; rF =50%) wies die mit HfO2 laserlegierte Keramik Al24Hf imVergleich zur monolithischen Al2O3-Referenzkeramik eineum 15 bis 30% niedrigere Reibungszahl sowie einen um einenFaktor von bis zu 20 geringeren linearen Verschleißbetrag auf(Abb. 5). Die tribologischen Eigenschaften der mit HfO2laserlegierten Keramik Al24Hf zeigten hierbei eine deutli-che Abhangigkeit vom Anteil der Reaktionsphase. DieKeramik Al24Hf mit einem Anteil der Reaktionsphase von10 Vol.-% war ebenso wie die monolithische Al2O3-Referenz-keramik durch einen starken Anstieg des Verschleißbetragesauf den ersten Metern des Gleitweges und den anschließendenUbergang in einen quasistationaren Bereich mit einem nurnoch geringen Anstieg des Verschleißbetrages bis zum Ver-suchsende gekennzeichnet (Abb. 5b). Dies spiegelte sich inder in Abb. 10a dargestellten Abhangigkeit der linearen Ver-schleißintensitat der Keramiken von der momentanen schein-baren Flachenpressung wieder. Die Verschleißintensitat dermonolithischen Al2O3-Keramik sowie der laserlegierten Ke-ramik Al24Hf mit 10 Vol.-% Reaktionsphase fiel beim Unter-

schreiten einer kritischen Flachenpressung pkrit aus einer an-fanglichen Hochlage bei hohen Flachenpressungen (Hertz‘-scher Punktkontakt zwischen Kugel und Platte) abrupt umzwei bis drei Großenordnungen ab. Bei hoheren Anteilender Reaktionsphase zeigte die laserlegierte KeramikAl24Hf dagegen keinen ausgepragten Verschleißanstieg zuVersuchsbeginn (Abb. 5b). Dem entsprechend lag die Ver-schleißintensitat bei gleichen Flachenpressungen um bis zudrei Großenordnungen unter der der ubrigen Keramiken.Der Ubergang von hohen zu niedrigen Verschleißintensitaten,der zu etwa einer Großenordnung hoheren Flachenpressungenhin verschoben war, erfolgte nicht abrupt, sondern kontinuier-lich mit abnehmender Flachenpressung (Abb. 10a). Die starkeAbhangigkeit der Verschleißintensitaten der monolithischenAl2O3-Keramik sowie der laserlegierten Keramik Al24Hfmit 10 Vol.-% Reaktionsphase von der Flachenpressung lasstsich anhand der in Abb. 11 dargestellten REM-Aufnahmenverschlissener Oberflachen der Al2O3-Referenzkeramik ausStoppversuchen nachvollziehen. Schon wahrend der erstenUbergleitungen kam es unter der hohen wechselnden Bean-spruchung der Oberflachen zur Bildung von Rissen entlangder Korngrenzen (Abb. 11b). Die Reibungszahl lag wahrenddieser Anfangsphase im Bereich von l = 0,4 bis 0,5. Dies ließsich auf eine, durch Reaktion mit der Umgebungsfeuchte aufder Keramikoberflache gebildete, weiche Aluminiumhydro-xidschicht zuruckfuhren (Abb. 11b, rollenformige Partikel).Die Entstehung und die schmierende Wirkung einer solchenHydroxidschicht im Tribokontakt von Al2O3-Selbstpaarungenwurde in verschiedenen Untersuchungen ausfuhrlich be-schrieben [2, 3, 9]. Durch das Wachstum der Risse kam esschließlich zu interkristallinen Kornausbruchen (Abb. 11c)und damit zu einem starken Anstieg des Verschleißes. Die ab-rasive Wirkung der herausgebrochenen Teilchen fuhrte dabeinicht nur zu einer Schadigung des Gegenkorpers, sondernauch zu einer Erhohung der Reibungszahl bis auf Wertevon l = 1 (Abb. 5a). Mit fortschreitendem Verschleiß nahmdie Flachenpressung auf Grund der vergroßerten Kontaktfla-che rasch ab und es kam zum Ubergang aus dem bruchkon-trollierten in ein verformungskontrolliertes Verschleißverhal-ten. Dieses war durch den Aufbau von Verschleißpartikel-schichten gekennzeichnet (Abb. 11d). Die Abnahme derReibungszahl mit zunehmendem Gleitweg auf Werte zwi-schen l = 0,6 und 0,7 ließ sich in Ubereinstimmung mit an-

Abb. 9. Rasterelektronenmikroskopi-sche Aufnahmen verschlissener Ober-flachen (a) der Al2O3-Referenzkeramik, (b) der ZTA-Misch-keramik sowie der lasermodifiziertenKeramiken (c) Al24L und (d) Al24Hfmit 50 Vol.-% Reaktionsphase nachBeanspruchung durch 120er SiC-Abra-sivpartikel und einem Gleitweg von120m; (FN = 10 N; rF = 50%); (Pfeilin Gleitrichtung).

Fig. 9. Scanning electron micrographsof surfaces of (a) monolithic alumina,(b) ZTA, (c) laser remelted ceramicAl24L and (d) and laser modified cera-mic Al24Hf with 50% of second phaseworn by 120 mesh SiC abrasive gritsusing the abrasive wheel test (FN =10 N; rF = 50%); (arrow indicates slid-ing direction).


deren Untersuchungen von Al2O3-Gleitpaarungen [2, 7] aufdie Kompaktierung und Glattung der Verschleißpartikel-schichten im Tribokontakt zuruckfuhren.

Nach [5] hangt der Wert der kritischen Flachenpressungpkrit, bei deren Unterschreiten der Ubergang vom bruchkon-trollierten zum verformungskontrollierten Verschleißverhal-ten auftritt, von mehreren Einflussgroßen ab:

pkrit /Klc � Hl � E � c

Die kritische Flachenpressung kann demnach durch dieSteigerung der Risszahigkeit KIc und der Harte H oder die Ver-ringerung der Reibungszahl l, des Elastizitatsmoduls E undder kritischen Fehlergroße c (z.B. Korngroße, Risse, Poren)erhoht werden.

Durch die Zugabe von HfO2 (E� 260 GPa) konnte der Ela-stizitatsmodul des mehrphasigen Gefuges der laserlegiertenKeramik Al24Hf im Vergleich zur monolithischen Al2O3-Re-ferenzkeramik (E� 380 GPa) verringert werden, wodurch dieKontaktflache zwischen Kugel und Platte erhoht und die tat-sachliche Flachenpressung im Tribokontakt herabgesetzt wur-de [27]. Zusatzlich erschwerten die senkrecht zur beanspruch-ten Oberflache orientierten, langgestreckten Al2O3-Kristallitedes mehrphasigen Gefuges interkristalline Kornausbruche ausder beanspruchten Oberflache [28]. Die Erhohung des Ver-schleißwiderstandes von ZrO2-TiO2-laserlegierter Al2O3-Ke-ramik gegenuber monolithischem Al2O3 wurde in [25, 26] un-ter anderem auch auf Druckeigenspannungen von rund 150MPa in den lasermodifizierten Oberflachenzonen zuruckge-fuhrt. Die bei den rontgendiffraktometrischen Untersuchun-gen der mit HfO2 laserlegierten Keramik festgestellten Peak-verschiebungen in den XRD-Spektren (Abb. 4) deuten eben-

Abb. 10. Lineare Verschleißintensitat (Kugel plus Platte) in Abhangigkeit von der momentanen scheinbaren Flachenpressung unter un-geschmierter, reversierender Gleitbeanspruchung gegen Al2O3-Kugeln (a) der monolithischen Al2O3-Referenzkeramik sowie der laserle-gierten Keramik Al24Hf mit 10 bzw. 25 Vol.-% Reaktionsphase unter einer Normalbelastung von 40 N und (b) der monolithischen Al2O3-Referenzkeramik, der laserlegierten Keramik Al24Hf mit 25 Vol.-% Reaktionsphase und der ZTA-Mischkeramik unter einer Normalbela-stung von 80 N; (rF = 50%).

Fig. 10. Instantaneous wear intensity (a) of monolithic alumina and surface modified ceramic Al24Hf with 10 and 25 vol.-% of secondphase at a normal load of 40 N and (b) of monolithic alumina, ZTA and surface modified ceramic Al24Hf with 25 vol.-% of second phase ata normal load of 80 N during oscillating sliding contact against alumina-balls versus calculated instantaneous contact pressure; (rF = 50%).

Abb. 11. Rasterelektronenmikrosko-pische Aufnahmen von Oberflachender monolithischen Al2O3-Referenz-keramik (a) vor und nach einem Gleit-weg von (b) 0,5m, (c) 5m und (d) 10mim ungeschmiertem, reversierendenGleitkontakt gegen Al2O3-Kugeln;(FN = 40 N; rF = 50%); (Pfeil in Gleit-richtung).

Fig. 11. Scanning electron micro-graphs of monolithic alumina (a) be-fore and after a sliding distance of(b) 0.5m, (c) 5m and (d) 10m in oscil-lating sliding contact against alumina-balls (FN = 40 N; rF = 50%); (arrowindicates sliding direction).


falls auf Druckeigenspannungen in denmodifizierten Oberfla-chen hin. Die drastische Verbesserung des Reibungs- und Ver-schleißverhaltens der legierten Keramiken bei einem Anteilder Reaktionsphase von mehr als 10 Vol.-% ließ sich mitdem Auftreten der feinlamellaren, eutektischen Phase entlangder Kristallitgrenzen der Al2O3-Matrix korrelieren. In ver-schiedenen Untersuchungen zum tribologischen Verhaltenvon monolithischen Al2O3-Keramiken konnte gezeigt wer-den, dass die Entstehung von interkristallinen Kornausbru-chen durch die geringe Risszahigkeit (� 2 MPa�m1/2) desAl2O3 bei kurzen Rissen (< Korngroße) entlang der Korn-grenzen begunstigt wird [11, 12]. Da die eutektische Reakti-onsphase in der laserlegierten Keramik Al24Hf eine Rissza-higkeit von 5,6 � 0,3 MPa�m1/2 aufwies, fuhrte sie zu einerstarken Behinderung von interkristallinen Kornausbruchenaus dem mehrphasigen Gefuge. Dies zeigte sich sehr deutlichbei Untersuchungen zur Einkornfurchung mit einem Rock-well-Diamantkegel (Abb. 12). Wahrend auf der Oberflacheder monolithischen Al2O3-Keramik nach einer Beanspru-chung mit einer Normalkraft von 60 N eine Vielzahl vonKornausbruchen zu beobachten war (Abb. 12c), traten beider laserlegierten Keramik Al24Hf unter dieser Belastungnoch keine Kornausbruche auf (Abb. 12d). Auch im unge-schmierten, reversierenden Gleitkontakt wurde nach einemGleitweg von 144m gegenuber der Gleitpaarung der Refe-renzkeramik durch die Vermeidung von Kornausbrucheneine drastische Verringerung des Verschleißbetrages sowohlam laserlegierten Plattenprufkorper als auch an der Al2O3-Ku-gel erreicht. Das Verschleißverhalten der legierten KeramikAl24Hf mit hoheren Anteilen an Reaktionsphase wurde in er-ster Linie durch den Abtrag und die Neubildung der dunnenAluminiumhydroxidschicht bestimmt (Abb. 6d, rollenformigePartikel), die auf den beanspruchten Oberflachen unter demEinfluss der Umgebungsfeuchte entstand. Die geringfugigeZunahme der Verschleißbetrage der laserlegierten Keramikmit dem Anteil an Reaktionsphase korrelierte mit dem Ruck-gang der Harte des mehrphasigen Gefuges. Die niedrigen Rei-bungszahlen der laserlegierten Keramik Al24Hf im Bereichvon l = 0,4 bis 0,5 ließen sich auf die schmierende Wirkungder weichen Hydroxidschicht zuruckfuhren. Da die Reibungs-

zahl der Al2O3-Referenzkeramik zu Versuchsbeginn, bevor eszu Kornausbruchen kam, ebenfalls im Bereich von 0,4 bis 0,5lag, konnte ein reibungsmindernder Effekt des einlegiertenHfO2 ausgeschlossen werden.

Wahrend unter reversierender Gleitbeanspruchung durcheine Erhohung des Anteils der Reaktionsphase auf mehr als25 Vol.-% keine weitere Verbesserung des Verschleißverhal-tens erzielt wurde, fiel unter Furchungsbeanspruchung durchSiC-Abrasivpartikel der volumetrische Verschleißbetrag derKeramik Al24Hf mit zunehmendem Anteil der Reaktions-phase kontinuierlich ab. Hier wirkte sich neben den schon be-sprochenen Effekten des stengeligen Gefuges der Al2O3-Ma-trix, der Druckeigenspannungen und der erhohten Risszahig-keit durch die eutektische Reaktionsphase auf den Korngren-zen zusatzlich die mit zunehmendem HfO2-Anteil beobachte-te Kornfeinung positiv aus (Abb. 3a). Die Erhohung des Ver-schleißwiderstandes von Al2O3 mit abnehmender Korngroßewurde in verschiedenen Untersuchungen beobachtet [11 - 14].Das Verschleißverhalten der laserlegierten Keramik unter Fur-chungsbeanspruchung wurde jedoch nicht nur durch den An-teil, sondern auch durch die Zusammensetzung des Legier-ungszusatzes beeinflusst. Die geringsten volumetrischen Ver-schleißbetrage wies die laserlegierte Keramik Al24Hf mit ei-nem Y2O3-Anteil von 3 und 5 Mol-% im HfO2-Legierungs-zusatz auf. Dieses Verhalten deutet darauf hin, dass durchdie Y2O3-Zugabe die tetragonale Phase des HfO2 bis aufRaumtemperatur stabilisiert werden konnte und erst unterder tribologischen Belastung in die thermodynamisch stabile,monokline Phase umwandelte. Die sich bei der spannungsin-duzierten Phasenumwandlung ausbildenden Druckeigenspan-nungen wurden in [16] als Grund fur den hohen Verschleiß-widerstand von ZTA- bzw. teilstabilisierter ZrO2-Keramik un-ter abrasiver Beanspruchung angefuhrt. Die Ergebnisse stehenauch in Ubereinstimmung zu eigenen Untersuchungen anZrO2-laserlegierter Al2O3-Keramik mit unterschiedlich hohenY2O3-Zusatzen [28]. Rontgenographisch konnte in den laser-legierten Keramikoberflachen allerdings kein tetragonalesHfO2 nachgewiesen werden (Abb. 4), da auf Grund der starkenTexturierung und der Peakverschiebung, die auf Eigenspan-nungen in den Keramiken hinwies, eine eindeutige Zuordnung

Abb. 12. (a) schematische Darstel-lung des tribologischenModellsystemsfur Untersuchungen zur Einkornfur-chung, (b) Verlauf der Tangentialkraftbei der Einkornfurchung der monoli-thischen Al2O3-Referenzkeramik undder lasermodifizierten KeramikAl24Hf sowie REM-Aufnahmen derdurch Einkornfurchung verschlissenenOberflachen (c) der Al2O3-Referenz-keramik und (d) der lasermodifiziertenKeramik Al24Hf; (FN = 60 N; rF =50%); (Pfeil in Gleitrichtung desRockwell-Diamantkegels).

Fig. 12. (a) tribological system usedfor scratch wear tests with a Rockwelldiamond cone, (b) friction force versusnormal load for the monolithic aluminaand the surface modified ceramicAl24Hf and worn surfaces of (c) mono-lithic alumina and (d) surface modifiedceramic Al24Hf after scratching with aRockwell diamond cone; (FN = 60 N; rF= 50%); (arrow indicates sliding direc-tion of the Rockwell diamond cone).


von einzelnen Rontgenpeaks zur tetragonalen Phase des HfO2nicht moglich war.

Abb. 10b zeigt die Verschleißintensitaten der Al2O3-Refe-renzkeramik, der ZTA-Mischkeramik sowie der mit HfO2 la-serlegierten Keramik Al24Hf mit 25 Vol.-% Reaktionsphasein Abhangigkeit von der Flachenpressung bei einer Normal-kraft von 80 N (rF = 50%). Das Verschleißverhalten der ZTA-Mischkeramik ahnelte stark dem der monolithischen Al2O3-Referenzkeramik. Zwar lag der nach einem Gleitweg von144m ermittelte lineare Verschleißbetrag niedriger als beider monolithischen Referenzkeramik, jedoch trat im Gegen-satz zur laserlegierten Keramik Al24Hf in Folge von Kornaus-bruchen aus dem Plattenprufkorper ein starker Anstieg desVerschleißbetrages zu Versuchsbeginn auf. Das trotz ver-gleichbarer Werte fur Risszahigkeit und Harte sowie deutlichgeringerer Korngroße wesentlich ungunstigere Verschleißver-halten der ZTA-Mischkeramik gegenuber der laserlegiertenKeramik ließ sich nicht alleine mit dem um etwa 10% hoherenE-Modul erklaren. Vielmehr scheint die Mikrostruktur derbeiden Keramiken fur das unterschiedliche tribologische Ver-halten verantwortlich zu sein. Im laserlegierten Gefuge warendie Kristallite der Al2O3-Matrix vollstandig von einer zahenReaktionsphase entlang der Korngrenzen umgeben. Die untertribologischer Beanspruchung induzierten Spannungen konn-ten in dieser Korngrenzenphase durch Verformung auf einenunkritischen Wert abgebaut werden. Im Gefuge der ZTA-Mischkeramik dagegen traten eine Vielzahl von kritischenAl2O3-Al2O3-Grenzflachen auf, an denen es unter der tribolo-gischen Beanspruchung, wie in [11] fur monolithisches Al2O3beschrieben, zur Bildung und zumWachstum vonMikrorissenund damit zu interkristallinen Kornausbruchen kam. Ver-gleichbare Ergebnisse erbrachten auch Scratch-Untersuchun-gen an verschiedenen Al2O3-Keramiken [15]. Hierbei tratenbei einer Keramik mit glasiger Korngrenzenphase im Gegen-satz zu hochreinen Al2O3-Keramiken auch nach mehrmali-gem Ubergleiten keine Kornausbruche auf.

5 Zusammenfassung

Durch eine lasergestutzte Oberflachenmodifizierungkonnte HfO2 in eine kommerzielle Al2O3-Keramik einlegiertwerden. Es entstand hierbei ein mehrphasiges Gefuge, dassich aus einer Al2O3-Matrix und einer feinlamellaren, eutekti-schen Reaktionsphase aus HfO2 und Al2O3 entlang der Kri-stallitgrenzen der Al2O3-Matrix zusammensetzte. Sowohldas Reibungs- als auch das Verschleißverhalten der lasermo-difizierten Keramik waren im Vergleich zu einer monolithi-schen Al2O3-Keramik und einer ZTA-Mischkeramik sowohlunter ungeschmierter, reversierender Gleitbeanspruchung inPaarung mit Al2O3-Kugeln als auch unter furchender Bean-spruchung durch SiC-Abrasivpapier deutlich verbessert.

6 Danksagung

Herrn Prof. Zum Gahr sei fur seine Unterstutzung und For-derung in den vergangenen zehn Jahren herzlich gedankt.

7 Literatur

1. S. Jahanmir, Friction and Wear of Ceramics M. Dekker, NewYork, 1994, 3.

2. A. Blomberg, M. Olsson, S. Hogmark, Wear 1994, 171, 77.3. P. Andersson, A. Blomberg, Wear 1993, 170, 191.4. K. Adachi, K. Kato, N. Chen, Wear 1997, 230, 291.5. K.-H. Zum Gahr, Wear 1996, 200, 215.6. A. Ravikiran, S. Jahanmir, Wear 2001, 251, 980.7. H. Xu, S. Jahanmir, Wear 1996, 192, 228.8. S. Cho, H. Moon, B. Hockey, S. Hsu, Acta Met. Mat. 1992, 40,

185.9. T. Fischer, Z. Zhu, H. Kim, D. Shin, Wear 2000, 245, 53.

10. S. Sasaki, J. Pethic, Wear 2000, 241, 204.11. H. Xu, S. Jahanmir, Y. Wang, J. Am. Cer. Soc. 1995, 78, 881.12. A. Mukhopadhyay, Y. Mai, Wear 1993, 162, 258.13. K.-H. Zum Gahr, W. Bundschuh, B. Zimmerlin, Wear 1993,

162, 269.14. A. Krell, D. Klaffke, J. Am. Ceram. Soc. 1996, 79, 1139.15. O. Ajayi, K. Ludema, Wear 1992, 154, 371.16. D. Wang, J. Li, Z. Mao, Wear 1993, 165, 159.17. B. Kerkwijk, A. Winnubst, H. Verweij, E. Mulder, H. Metse-

laar, D. Schipper:, Wear 1999, 225, 1293.18. Y. He, A. Winnubst, D. Schipper, A. Burggraaf, H. Verweij,

Wear 1997, 210, 178.19. M. Yasuoka, M. Brito, K. Hirao, S. Kanzaki, J. Ceram. Soc.

Jpn. (Intern. Edition) 1993, 101, 865.20. Y. Katsumura, T. Fukatsu, M. Kobayashi, Tribo. Trans. 1993,

36, 43.21. A. Evans, R. Cannon, Acta Met. Mat. 1986, 34, 761.22. J. Wang, H. Li, R. Stevens, J. Mat. Sci. 1992, 27, 5397.23. S. Ramos, B. Canut, L. Gea, P. Thevenard, J. Mat. Res. 1992, 7,

178.24. A. Gangopadhyay, F. Janon, M. Fine, H. Cheng, Tribo. Trans.

1990, 33, 96.25. S. Lee, K.-H. Zum Gahr, Ceram. Intern. 1994, 20, 147.26. K.-H. Zum Gahr, S. Lee, Mat.-wiss. u. Werkstofftechn. 1994,

25, 110.27. K.-H. Zum Gahr, C. Bogdanow, J. Schneider, Wear 1995, 181,

118.28. J. Schneider, K.-H. Zum Gahr, Werkstoff- und Verfahrenstech-

nik Proc. Werkstoffwoche 96, DGM Informationsgesellschaft,Frankfurt 1997, 6, 405.

29. I. Lenke, K.-H. Zum Gahr,Mat.-wiss. u. Werkstofftechn. 1998,29, 57.

30. K. Przemeck, K.-H. Zum Gahr, J. Mat. Sci. 1998, 33, 4531.31. D. Schaupp, J. Schneider, K.-H. Zum Gahr, Tribo. Let. 2000, 9,

125.

Dr.-Ing. J. Schneider, Universitat Karlsruhe (TH), Institut fur Werk-stoffkunde II, Postfach 3640, 76021 Karlsruhe, Germany,

Eingangsdatum fur endgultige Form: 25.8.2003 [T 689]


reibungs- und verschleißverhalten von randschichtmodifizierter hfo2-verstärkter al2o3-keramik im...

Documents