Volume 43, Issue 8

Kurzfassung Im vorliegenden Bericht werden die Effekte des Laserstrahlumschmelzens auf das Gefüge und die Härte von Grauguss mit Lamellen- und mit Kugelgraphit dargestellt. Zum Umschmelzen der Randschicht dient ein cw CO 2 -Laser mit einer nominellen Strahlleistung von 4,5 KW. Die Strahlformung erfolgt mit einem Strahlintegrator, der auf der Probenoberfläche einen quadratischen Brennfleck mit einer Kantenlänge von 9 mm erzeugt. Aus den hergestellten Laserspuren werden für die metallographischen Untersuchungen und Härtemessungen Querproben entnommen. Infolge des Selbstabschreckens der aufgeschmolzenen Randschicht durch den kalten Grundwerkstoff erfolgen die Erstarrung der Schmelze und die Phasenumwandlungen im festen Zustand unter Ungleichgewichtsbedingungen. Folglich bilden sich in der feinkörnigen Umschmelzzone metastabile Phasen mit erhöhter Härte: Zementit, Restaustenit, Martensit. An die Umschmelzzone schließt sich die Wärmeeinflusszone an, deren Gefüge durch die erreichte Spitzentemperatur und die beschleunigte Abkühlung bestimmt ist. Durch das Laserstrahlumschmelzen ergibt sich eine beträchtliche Aufhärtung der Randschicht, die man auf die Kornfeinung des Gefüges und die harten, metastabilen Phasen in der laserbehandelten Randschicht zurückführen kann.

Kurzfassung Die Zielpräparation von elektronentransparenten Querschnitten wird in der Halbleiterindustrie in der Regel mit fokussierten Ga-Ionenstrahlen (FIB) durchgeführt. Es wird am Beispiel von Si und GaAs gezeigt, dass die Reduzierung der Beschleunigungsspannung der Ga-Ionen von 30 kV auf 2 kV „low voltage“ die Schädigung der Probenoberfläche durch die Bestrahlung vermindert bzw. beseitigt. Die stetige Verbesserung der Abbildungsleistung der Ionenquellen auch bei geringen Beschleunigungsspannungen macht die „low voltage“ Politur von elektronentransparenten TEM-Lamellen zu einer praktikablen Methode zur signifikanten Verminderung von Präparationsartefakten.

The microstructure of the extruded bars showed a homogeneous distribution of eutectic Si and primary Si particles embedded in the Al matrix. The grain size of α-Al varied from 150 to 600 nm and the size of the eutectic Si and primary Si in the extruded bars was about 100–200 nm. The room temperature tensile strength of the alloy with a powder size < 26 μm was 322 MPa, while for the coarser powder (45–106 μm) it was 230 MPa. With decreasing powder size from 45–106 μm to < 26 μm, the specific wear of all the alloys decreased significantly at all sliding speeds due to the higher strength achieved by ultra-fine grained constituent phases. The thickness of the deformed layer of the alloy from the coarse powder (10 μm at 3.5 m/s) was larger on the worn surface in comparison to the bars from the fine powders (5 μm at 3.5 m/s) due to the lower strength of the bars with coarse powders. The fracture mechanism of failure in tension testing and wear testing was also studied.