Laparoscopic operations are a common and popular way for abdominal procedures. They are usually performed by insufflation of carbon dioxide (CO2) into the abdominal cavity. However, insufflation of CO2 may interfere with cardiac and circulatory as well as respiratory functions. The CO2-pneumoperitoneum (PP) may cause hypercarbia and acidosis. The direct effects of CO2 and acidosis lead to decreased cardiac contractility, sensitization of the myocardium to arrhythmogenic effects of catecholamines and systemic vasodilatation. There may even be long-lasting post-operative effects on breathing control. The pneumoperitoneum may also cause several respiratory changes, e.g. decreased functional residual capacity (FRC) and vital capacity (VC), formation of atelectasis, reduced respiratory compliance and increased airway pressure. Still, arterial oxygenation is mostly maintained or even improved during PP. In view of the apparently contradictory results in respiratory mechanics and gas exchange, the present studies were performed to evaluate respiratory changes on gas exchange and ventilation-perfusion distributions during PP in a porcine model. It was demonstrated that atelectasis during anaesthesia and PP may be estimated by an increased arterial to endtidal PCO2-gradient (study I). Perfusion was redistributed away from dorsal, collapsed lung regions when PP was established. This resulted in a better ventilation-perfusion match (study II). Increasing abdominal pressure shifted blood flow more and more away from collapsed lung tissue, decreased pulmonary shunt and improved oxygenation from 8 to 16 mmHg PP, despite an increase of atelectasis formation (study III). CO2-PP enhanced the shift of blood flow towards better ventilated parts of the lung compared to Air-PP. Moreover, sodium natriumprusside worsened the ventilation-perfusion match even more and blunted the effects previously seen with carbon dioxide. CO2 should therefore be the mediator of enhancing HPV during PP. In conclusion, pneumoperitoneum with CO2 causes atelectasis with elimination of ventilation in the dependent lung regions. However, an efficient shift of blood flow away from collapsed, non-ventilated regions results in a better ventilation-perfusion matching and better oxygenation of blood than without PP. A prerequisite for the beneficial effect is the use of carbon dioxide for the abdominal inflation, since it enhances HPV.

Orientadores: Antonio J. Ramirez, Maria Clara F. Ierardi / Dissertação (mestrado) - Universidade Estadual de Campinas, Faculdade de Engenharia Mecanica / Made available in DSpace on 2018-08-09T21:56:05Z (GMT). No. of bitstreams: 1 Seraphim_RafaelMolena_M.pdf: 6485115 bytes, checksum: 380cfffee5fa982ec74a9cdc78c88e3a (MD5) Previous issue date: 2007 / Resumo: O avanço cientifico no estudo de átomos, moléculas e proteínas tem recebido uma contribuição significativa dos aceleradores de partículas, que em sua grande maioria são utilizados para a geração de radiação síncrotron. Por isso, o aprimoramento destas máquinas mostra-se de extrema importância para manter a ciência em seu contínuo avanço. O sistema de vácuo destas máquinas apresenta-se como um importante parâmetro para o seu bom funcionamento e melhorias neste promovem diretamente melhorias na qualidade da radiação síncrotron gerada. Logo, o desenvolvimento deste trabalho teve como principal objetivo o estudo das juntas soldadas das câmaras de vácuo que compõem o acelerador do Laboratório Nacional de Luz Síncrotron (LNLS). As juntas foram preparadas com o processo de soldagem GTAW (Gás Tungsten Arc Welding) mediante a utilização de diferentes gases de proteção, como Argônio, Hélio e Nitrogênio, e misturas entre estes. Os estudos concentraram-se na análise da influência dos gases de proteção na dessorção de gases das juntas soldadas. Para a caracterização destas utilizaram-se as técnicas de análise de superfícies Dessorção Estimulada por Elétrons (DEE) e Dessorção Estimulada por Fótons (DEF). Adicionalmente, realizou-se um estudo comparativo entre as duas técnicas buscando-se estabelecer relações entre os resultados fornecidos pelas mesmas. Os resultados mostraram que a dessorção de gases independe do gás de proteção de soldagem, mas depende sim do nível de oxidação das juntas soldadas, as quais podem apresentar altas taxas de dessorção caso estejam muito oxidadas e os óxidos não sejam camadas contínuas. Em conclusão pode-se dizer que as juntas soldadas para câmaras de vácuo de aceleradores de partículas devem apresentar baixos níveis de oxidação, e apesar das semelhanças encontradas entre a DEE e a DEF é aconselhável utilizar a DEF para a caracterização de superfícies para trabalharem com radiação síncrotron / Abstract: The scientific advance of atoms, molecules and proteins studies has received an important contribution from particle accelerators, which are mainly used to generate synchrotron radiation. Hence, the improvement of these machines is necessary to maintain the continuous advance of science. One of the key components for the adequate operation of these accelerators is the vacuum system. Thus, its improvement directly impacts on the quality of the generated synchrotron radiation. Therefore, the principal purpose of this work is to study the gas desorption from the welding joints on the particle accelerators vacuum chambers. The welds were prepared using the GTAW (Gas Tungsten Arc Welding) process with different shielding gases, as argon, helium and nitrogen, and some mixtures of them. The study concentrated on the analysis of the shielding gas influence on the gas desorption from the welded joints. The gas desorption of the joints was evaluated using Electron Stimulated Desorption (ESD) and Photon Stimulated Desorption (PSD). In addition, it was carried out a comparative study between both desorption techniques to establish relationships between the results provided by them. The results showed that the gas desorption from the welding joints does not depend on the welding shielding gas, but on the oxidation level of the joint, which can present high desorption yield if it is highly oxidized and these oxides are not a continuous film. Therefore, it is advisable to minimize the oxidation during welding of vacuum chambers for particle accelerators. Regarding the comparison between ESD and PSD they were found some similarities. However, PSD will have better performance characterizing surfaces that will be exposed to synchrotron radiation / Mestrado / Materiais e Processos de Fabricação / Mestre em Engenharia Mecânica

This diploma thesis is about an influence of technical gases CO2 and N2, that are present in a fuel, over overall combustion process and a flue gas emissions. The first part of this thesis discussed issues like heat transfer, basic process combustion utilities, used technical gases in experimental part and finally description of observed pollutants. Second part of thesis describes the experiments themselves. Experiments were trying to find how selected parameters were influenced by adding 40 mN3/h or 80 mN3/h of inert gases to a flow of natural gas. Observed parameters were namely emission volumes, flame parameters and maximal heat duty. Experiments took place in horizontal water-cooled combustion chamber and were performed on two different types of burners. Evaluation of results confirmed clear connection of inert gases on temperature of flame; the biggest temperature drop was observed while inert gas CO2 was present in fuel. Lowering of temperature spikes also highly influenced presence of NOx in hot flue gas during all performed trials.

The diploma thesis describes admixtures for concrete. It deals with the influence of admixtures on the properties of cement composites in the fresh and hardened state. The theoretical part described the individual components of concrete, where the main attention was focused to inert admixtures and their effect on mechanical properties, shrinkage, resistance of cement composites to aggressive medium. Furthermore, the effect of admixtures on concretes with recycled aggregates was described. In the first stage of the practical part, cement mortars with 25, 35 and 50% replacement of cement admixtures were created. In the second stage, concretes with admixtures and a minimum strength class of C30/37 and C50/60 were created. Finely ground granulated slag, micronized limestone and granite stone dust were used as admixtures in mortars and concretes. The change of properties in the fresh and hardened state was observed on cement composites.

The topic of this work is the passivation of the active layer of perovskite solar cells with an inverted structure. The work is divided into theoretical and experimental part. The theoretical part describes in particular the passivation and modification of the perovskite layer as well as the characteristic properties of perovskite, including structure and stability. The experimental part deals with the preparation of photovoltaic cells with an inverted structure. For the characterization of photovoltaic cells, reference samples were prepared and their active layer was modified by plasma. The most used deposition technique for the preparation of layers was the spin coating method. From the performed experiments it can be concluded that the preparation of samples and their subsequent modification under laboratory conditions does not lead to the improvement of the final parameters of photovoltaic conversion. By transferring the sample preparation and passivation of the active layer to an inert atmosphere, it was possible to produce cells with higher efficiencies (compared to the reference sample), around 10 %. Another advantage of this plasma treatment of the active layer is that it also improves the stability of the prepared structures, which even after a few days in air show almost 80 % of the original efficiency.

Prezentovaná práce se zabývá vakuovým indukčním tavením intermetalické slitiny Ti-46Al-7Nb (at. %) v žáruvzdorných kelímcích na bázi Y2O3. Byla provedena série taveb pro teploty přehřátí taveniny 1630, 1680 and 1730 C a při různých dobách výdrže na této teplotě v rozmezí 5 až 30 minut. Ze slitin ztuhlých v tavících kelímcích byly připraveny metalografické výbrusy, které sloužily k hodnocení mikrostruktury a vyhodnocení složení fází. Pro získání těchto dat byly použity metosy elektronové mirkoskopie SEM a EDS. Kvantitativní hodnocení mikrostruktury, zejména obsahu oxidické faze ve slitině, bylo provedeno pomocí software Adaptive Contrast Control (ACC). Analýza obsahu kyslíku ve ztuhlé slitině byla provedena metodou IGF (fúze v inertním plynu). V této práci jsou pochody na rozhraní slitina/oxidický kelímek posuzovány také z termodynamického hlediska a to s použitím aktivit jednotlivých složek v systému. Data prezentovaná v této práci mohou být použita pro nastavení a optimalizaci procesů tavení intermetalik TiAlNb.

With the rapid somatic growth and development in infants, simultaneous accurate measurements of lung volume and airway function are essential. Raised volume rapid thoracoabdominal compression (RTC) is widely used to generate forced expiration from an airway opening pressure of 30 cmH2O (V30). The (dynamic) functional residual capacity (FRCdyn) remains the lung volume most routinely measured. The aim of this study was to develop comprehensive integrated spirometry that included all subdivisions of lung volume at V30 or total lung capacity (TLC30). Measurements were performed on 17 healthy infants aged 8.6-119.7 weeks. A commercial system for multiple-breath nitrogen washout (MBNW) to measure lung volumes and a custom made system to perform RTC were used in unison. A refined automated raised volume RTC and the following two novel single maneuvers with dual volume measurements were performed from V30 during a brief post-hyperventilation apneic pause: (1) the passive expiratory flow was integrated to produce the inspiratory capacity (IC) and the static (passive) FRC (FRCst) was estimated by initiating MBNW after end-passive expiration; (2) RTC was initiated late during passive expiration, flow was integrated to produce the slow vital capacity (jSVC) and the residual volume (RV) was measured by initiating MBNW after end-expiration while the jacket (j) was inflated. Intrasubject FRCdyn and FRCst measurements overlapped (p = 0.6420) but neither did with the RV (p < 0.0001). Means (95% confidence interval) of FRCdyn, IC, FRCst, jSVC, RV, forced vital capacity and tidal volume were 21.2 (19.7-22.7), 36.7 (33.0-40.4), 21.2 (19.6-22.8), 40.7 (37.2-44.2), 18.1 (16.6-19.7), 40.7 (37.1-44.2) and 10.2 (9.6-10.7) ml/kg, respectively. Static lung volumes and capacities at V30 and variables from the best forced expiratory flow-volume curve were dependent on age, body length and weight. In conclusion, we developed a comprehensive physiologically integrated approach for in-depth investigation of lung function at V30 in infants.

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Syftet med denna studie var att undersöka om landströmsanslutningar bör placerares midskepps vid manifoldern, alternativt i aktern på tankfartyg. Fokus låg på att hitta bästa placeringen utifrån säkerhet och arbetsmiljö ombord på fartyget och i hamnen. Detta studerades genom kvalitativa intervjuer med sex olika aktörer inom området för att få ta del av deras erfarenheter och åsikter kring ämnet. Parallellt genomfördes även en faktainsamling där standarder, regelverk samt tidigare forskning på området samlades in. Resultatet från intervjuerna sammanställdes och jämfördes sedan mot materialet från faktainsamlingen.  De krav som ställs i olika standarder kan, oavsett placering, innebära säkerhets- och arbetsmiljö nackdelar men respondenterna var övertygade om att man med rätt utrustning och rutiner kan upprätthålla en säker och god arbetsmiljö. Utifrån säkerhet ansåg flera respondenter att en placering långt ifrån manifoldern, där fartygets last hanteras är att föredra även om det finns andra säkerhetsmässiga nackdelar med en sådan placering. Arbetsmiljömässigt hade respondenterna flera för- och nackdelar med båda placeringarna som främst rörde problematiken kring kabelhanteringen. / The purpose of this study was to investigate whether shore power connections should be placed midships at the manifold, or alternatively, aft on tanker vessels. The focus was on determining the best location based on safety and working conditions onboard the vessel and in the port. This was studied by conducting qualitative interviews with six different stakeholders in the field to gain insight into their experiences and opinions on the subject. Concurrently, a data collection was conducted where standards, regulations, and previous research in the field were gathered. The results from the interviews were compiled and compared against the material from the data collection.  Regardless of the placement, there are safety and working environment disadvantages that are also stipulated as requirements in various standards, but the respondents were convinced that with the right equipment and procedures, a safe and good working environment can be maintained. Concerning safety, several respondents believed that a placement far from the manifold where the vessel's cargo is handled is preferable, even though there are other safety disadvantages associated with such placement. In terms of the work environment, the respondents identified several pros and cons with both placements, primarily related to the issue of cable handling.

Kohlenstofffaserverstärkter Kohlenstoff weist ausgezeichnete thermische, mechanische und chemische Eigenschaften auf. Aufgrund seiner Faserarchitektur und Porosität zeigt dieser eine mit metallischen und polymeren Werkstoffen vergleichbar hohe Schadenstoleranz. Die Herstellung komplexer Leichtbaustrukturen aus C/C-Verbunden ist jedoch zeit- und kostenintensiv. Ein neuer Ansatz stellt die Integration geometrisch simpler C/C-Verbunde in komplexe, problemlos zu realisierende polymere Strukturen dar. Ein derartiges Werkstoffkonzept vereint die Vorteile seiner Komponenten in einem ganzheitlichen Werkstoffsystem. Einen Nachteil stellt jedoch die geringe wechselseitige Adhäsion seiner Komponenten dar. Die Innovation dieses Beitrags stellt sich einerseits der Herausforderung die mechanischen Eigenschaften der C/C-Verbunde in Abhängigkeit der intrinsischen Porosität zu beeinflussen. Dies geschieht durch Veränderung der chemischen und physikalischen Vernetzungsbedingungen des Matrixprecursors. Andererseits soll die dadurch herrührende inhärente Porosität zur Vergrößerung der wirksamen äußeren Oberfläche und zur gezielten Verbesserung der Adhäsion zum Polymer führen. Es wird ein Kohlenstoffprecursor mit variabler offener Porosität entwickelt und daraus neuartige verschiedenporöse C/C-Verbunde hergestellt und untersucht. Im Anschluss werden die verschiedenporösen C/C-Verbunde mit ausgewählten Polymeren unter definierten Konsolidierungsparametern thermisch gefügt und deren wechselseitiges Adhäsionsverhalten bewertet.:ABKÜRZUNGEN UND FORMELZEICHEN I ABBILDUNGSVERZEICHNIS VI TABELLENVERZEICHNIS XI I EINLEITUNG UND MOTIVATION 1 II STAND DER TECHNIK 3 II 1 Hybride Polymer/Keramik - Werkstoffverbunde 3 II 1.1 Grundlagen zur Adhäsion 3 II 1.1.1 Adhäsionsmodelle 3 II 1.1.2 Keramik/Polymer-Grenzflächentypen 7 II 1.2 Konstruktionsprinzipien 8 II 1.2.1 Differentialbauweise 8 II 1.2.2 Integralbauweise 8 II 1.2.3 Mischbauweise 8 II 1.2.4 Hybridbauweise (hybride Werkstoffverbunde) 8 II 1.3 Fertigungsverfahren 9 II 1.3.1 Klassifizierung 10 II 1.3.2 In-situ-Fügetechnik (In-Mould Assembly) 11 II 1.3.3 Ex-situ-Fügetechnik (Post-Mould Assembly) 11 II 1.4 Aspekte zur Interfaceoptimierung 12 II 1.5 Versagensverhalten von einfachen hybriden Werkstoffverbunden 13 II 1.6 Fazit zu hybriden Polymer/Keramik - Werkstoffverbunden 14 II 2 Grundlagen zu Keramik/Matrix-Verbundwerkstoffen 15 II 2.1 Grundlagen zur Verstärkung keramischer Werkstoffe 15 II 2.1.1 Einteilung keramischer Werkstoffen 15 II 2.1.2 Versagensverhalten unverstärkter Monolithkeramik 15 II 2.1.3 Verstärkung keramischer Matrices 19 II 2.1.4 Verstärkungskomponenten und deren Wirkungsweise 20 II 2.2 Klassifizierung faserverstärkter Keramik/Matrix Verbundwerkstoffe 25 II 2.2.1 Weak Interface Composite – CMCs (WIC-CMC) 25 II 2.2.2 Weak Matrix Composite – CMCs (WMC-CMC) 25 II 2.3 Rissfortschrittsverhalten in faserverstärkten CMCs 26 II 2.3.1 Rissablenkung an der F/M-Grenzfläche 27 II 2.3.2 Rissausbreitung und sukzessives Versagen der Faser/Matrix-Domänen 28 II 2.3.3 Rissabschirmung und -ablenkung in porösen Matrices 28 II 2.4 Versagensverhalten faserverstärkter CMCs 29 II 2.4.1 Lastübertragungsverhalten an Faser/Matrix-Grenzflächen 29 II 2.4.2 Mikromechanisches Versagensverhalten 30 II 2.4.3 Makromechanisches Versagensverhalten 31 II 2.5 Fazit zu Keramik/Matrix-Verbundwerkstoffen 34 II 3 Kohlenstofffaserverstärkter Kohlenstoff 35 II 3.1 Kohlenstofffaserbasierte Verstärkungskomponenten 35 II 3.1.1 Kohlenstofffasern 35 II 3.1.2 Textile Flächengebilde 39 II 3.2 Kohlenstoffmatrix-bildende Precursoren und Verfahren 40 II 3.2.1 Allgemeine Verfahrensweisen 40 II 3.2.2 Grundlagen zu Phenolharzen 41 II 3.2.3 Polymerpyrolyse 46 II 3.2.4 Intrinsische Entwicklung der Porosität 49 II 3.3 Herstellung von PF-Novolak-basierten C/C-Verbunden 50 II 3.3.1 Herstellung der CFK- Produktzwischenstufe 50 II 3.3.2 Herstellung der C/C-Produktendstufe 51 II 4 Fazit zu kohlenstofffaserverstärktem Kohlenstoff 53 II 5 Thermoplastische Kunststoffe 54 II 5.1 Synthese 54 II 5.2 Klassifizierung von Polymeren 54 II 5.3 Thermoplastisches Ethylen-Vinylacetat (EVA) 55 II 5.4 Verarbeitung mittels Thermoplast-Spritzgießen 56 II 5.5 Mechanisches Verhalten 57 II 5.6 Fazit zu thermoplastischen Kunststoffen 58 II 6 Folgerungen und Zielsetzung 59 III EXPERIMENTELLER TEIL 61 III 1 Methodische Vorgehensweise 61 III 2 Versuchsbeschreibung und –durchführung 63 III 2.1 Charakterisierende Verfahren 63 III 2.1.1 Prozessbegleitende Untersuchungen 63 III 2.1.2 Dynamische Differenz-Kalorimetrie und Thermogravimetrie 64 III 2.1.3 ATR Spektroskopie 65 III 2.1.4 Röntgendiffraktometrie (XRD) 66 III 2.1.5 Raman Spektroskopie 67 III 2.1.6 Gefüge- und Phasenanalyse 68 III 2.1.7 Oberflächenanalyse der C/C-Verbunde 68 III 2.1.8 3-Punkt-Biegeprüfung 69 III 2.1.9 Haftabzugversuch 70 III 2.2 Entwicklung und Untersuchung des Matrixprecursors 71 III 2.2.1 Validierung des Matrixprecursors 71 III 2.2.2 Komposition der Harz / Härter-Gemische 71 III 2.2.3 Vernetzungsverhalten der Vorkondensate 72 III 2.2.4 Kohlenstoffausbeute der Resite 73 III 2.2.5 Phasengenese des generierten Matrixkohlenstoffs 74 III 2.2.6 Mikrostrukturentwicklung der Resite und Matrixkohlenstoffe 75 III 2.3 Entwicklung und Untersuchung der CFK-Produktzwischenstufe 76 III 2.3.1 Beschreibung zur Herstellung 76 III 2.3.2 Gefüge- und Phasenanalyse 78 III 2.3.3 Untersuchungen zum mechanischen Verhalten 78 III 2.4 Entwicklung und Untersuchung der C/C-Produktendstufe 79 III 2.4.1 Beschreibung zur Herstellung 79 III 2.4.2 Gefüge- und Phasenanalyse 80 III 2.4.3 Untersuchungen zum mechanischen Verhalten 80 III 2.5 Entwicklung und Untersuchung hybrider EVA/(C/C)-Werkstoffverbunde 81 III 2.5.1 Herstellung der C/C-Verbundwerkstoffkomponenten 81 III 2.5.2 Untersuchung der Oberflächenmorphologien der porösen C/C-Verbunde 81 III 2.5.3 Herstellung der hybriden EVA/(C/C)-Werkstoffverbunde 82 III 2.5.4 Gefüge und Phasenanalyse am hybriden Interface 84 III 2.5.5 Untersuchungen zum mechanischen Verhalten 84 III 3 Ergebnisse 85 III 3.1 Untersuchung des Matrixprecursors 85 III 3.1.1 Validierung des Matrixprecursors 85 III 3.1.2 Vernetzungsverhalten der Vorkondensate 85 III 3.1.3 Kohlenstoffausbeute der Resite 91 III 3.1.4 Phasengenese des generierten Matrixkohlenstoffs 92 III 3.1.5 Porositätsentwicklung der Resite und Matrixkohlenstoffe 94 III 3.2 Mikrostrukturentwicklung der Verbundwerkstoffe 98 III 3.2.1 Gefüge- und Phasenanalyse der CFK-Verbunde 98 III 3.2.2 Gefüge- und Phasenanalyse der C/C-Verbunde 103 III 3.3 Untersuchung der Faser/Matrix-Adhäsion 107 III 3.3.1 Einflüsse auf die Faser/Matrix-Adhäsion der CFK-Verbunde 107 III 3.3.2 Einflüsse auf die Faser/Matrix-Adhäsion der C/C-Verbunde 109 III 3.4 Mechanisches Verhalten der Verbundwerkstoffe 110 III 3.4.1 3-Punkt-Biegefestigkeiten der Verbunde bei einem Härtedruck von 15 bar 110 III 3.4.2 3-Punkt-Biegefestigkeiten der Verbunde bei einem Härtedruck von 60 bar 111 III 3.5 Untersuchung der hybriden EVA/(C/C)-Werkstoffverbunde 113 III 3.5.1 Entwicklung der Oberflächenmorphologie ausgewählter C/C-Verbunde 113 III 3.5.2 Mikrostrukturelles Adhäsionsverhalten am hybriden Interface 115 III 3.5.3 Mechanisches Adhäsionsverhalten am hybriden Interface 117 III 4 Diskussion der Ergebnisse 119 III 4.1 Vernetzungsverhalten der Resite 119 III 4.1.1 Netzwerkgenese der Vorkondensate und Degradation des Härters 119 III 4.1.2 Einfluss des Härtermassenanteils auf das Vernetzungsverhalten der Resite 121 III 4.1.3 Zur Phasengenese der generierten Matrixkohlenstoffe 122 III 4.1.4 Fazit zum Vernetzungsverhalten der Resite 122 III 4.2 Ausbildung der Porenmorphologie 124 III 4.2.1 Porenmorphologie der Resite 124 III 4.2.2 Porenmorphologie der Matrixkohlenstoffe 126 III 4.2.3 Fazit zur Ausbildung der Porenmorphologie 127 III 4.3 Mikrostrukturentwicklung der Verbundwerkstoffe 128 III 4.3.1 Mikrostrukturentwicklung der CFK-Produktzwischenstufe 128 III 4.3.2 Mikrostrukturentwicklung der C/C-Produktendstufe 128 III 4.3.3 Porositätsentwicklung der CFK- und C/C-Verbunde 129 III 4.3.4 Fazit zur Mikrostrukturentwicklung der Verbundwerkstoffe 130 III 4.4 Mechanisches Verhalten der Verbundwerkstoffe 131 III 4.4.1 Einfluss der Härtermassenanteils 131 III 4.4.2 Einfluss des Härtedrucks 131 III 4.4.3 Einfluss des Temperns 131 III 4.4.4 Einfluss des Pyrolyseschrumpfes 131 III 4.4.5 Fazit zum mechanischen Verhalten der Verbundwerkstoffe 132 III 4.5 Hybride EVA/(C/C)-Werkstoffverbunde 133 III 4.5.1 Entwicklung der Oberflächenmorphologie ausgewählter C/C-Verbunde 133 III 4.5.2 Mikrostrukturelles Adhäsionsverhalten am hybriden Interface 133 III 4.5.3 Mechanisches Adhäsionsverhalten am hybriden Interface 134 III 4.5.4 Fazit zur Realisierung der hybriden Werkstoffverbunde 134 IV SCHLUSSFOLGERUNGEN 135 V ZUSAMMENFASSUNG UND AUSBLICK 139 VI LITERATURQUELLEN 140 ANLAGEN / Fibre-reinforced ceramic matrix composite materials are characterized by excellent thermal, mechanical and chemical properties. Their high tolerance regarding damaging is a result of the intrinsic fibre structure and porosity. Due to this fact, they offer outstanding dampening characteristics, as is the case for polymeric materials. The production of complex structures is very time consuming and expensive. The integration of simple geometric ceramic composite materials in complex polymeric structures is regarded as a new approach for the production of these materials. These easy-to-produce hybrid ceramic/polymer compound materials combine the advantages of ceramics and polymers in one material system. However, one main disadvantage of these materials is the mutual adhesion of the two components. This article deals with the challenge of the manipulation of the mechanical properties of the C/C composites depending on the intrinsic porosity. This is realized by altering the physical and chemical wetting/coating conditions of the matrix precursor. In addition, the inherent porosity is supposed to increase the effective outer surface and specifically improve the adhesion. For this purpose, a novel carbon precursor with an adjustable open porosity is developed and investigated further. During this different versions of the CFRP and various C/C materials of different production steps are produced and examined. The variation of the precursors is supposed to take place in the polymeric state. The different C/C composites are subsequently thermally bonded with selected polymers and defined consolidation parameters. The mutual joining and connection behaviour is investigated further.:ABKÜRZUNGEN UND FORMELZEICHEN I ABBILDUNGSVERZEICHNIS VI TABELLENVERZEICHNIS XI I EINLEITUNG UND MOTIVATION 1 II STAND DER TECHNIK 3 II 1 Hybride Polymer/Keramik - Werkstoffverbunde 3 II 1.1 Grundlagen zur Adhäsion 3 II 1.1.1 Adhäsionsmodelle 3 II 1.1.2 Keramik/Polymer-Grenzflächentypen 7 II 1.2 Konstruktionsprinzipien 8 II 1.2.1 Differentialbauweise 8 II 1.2.2 Integralbauweise 8 II 1.2.3 Mischbauweise 8 II 1.2.4 Hybridbauweise (hybride Werkstoffverbunde) 8 II 1.3 Fertigungsverfahren 9 II 1.3.1 Klassifizierung 10 II 1.3.2 In-situ-Fügetechnik (In-Mould Assembly) 11 II 1.3.3 Ex-situ-Fügetechnik (Post-Mould Assembly) 11 II 1.4 Aspekte zur Interfaceoptimierung 12 II 1.5 Versagensverhalten von einfachen hybriden Werkstoffverbunden 13 II 1.6 Fazit zu hybriden Polymer/Keramik - Werkstoffverbunden 14 II 2 Grundlagen zu Keramik/Matrix-Verbundwerkstoffen 15 II 2.1 Grundlagen zur Verstärkung keramischer Werkstoffe 15 II 2.1.1 Einteilung keramischer Werkstoffen 15 II 2.1.2 Versagensverhalten unverstärkter Monolithkeramik 15 II 2.1.3 Verstärkung keramischer Matrices 19 II 2.1.4 Verstärkungskomponenten und deren Wirkungsweise 20 II 2.2 Klassifizierung faserverstärkter Keramik/Matrix Verbundwerkstoffe 25 II 2.2.1 Weak Interface Composite – CMCs (WIC-CMC) 25 II 2.2.2 Weak Matrix Composite – CMCs (WMC-CMC) 25 II 2.3 Rissfortschrittsverhalten in faserverstärkten CMCs 26 II 2.3.1 Rissablenkung an der F/M-Grenzfläche 27 II 2.3.2 Rissausbreitung und sukzessives Versagen der Faser/Matrix-Domänen 28 II 2.3.3 Rissabschirmung und -ablenkung in porösen Matrices 28 II 2.4 Versagensverhalten faserverstärkter CMCs 29 II 2.4.1 Lastübertragungsverhalten an Faser/Matrix-Grenzflächen 29 II 2.4.2 Mikromechanisches Versagensverhalten 30 II 2.4.3 Makromechanisches Versagensverhalten 31 II 2.5 Fazit zu Keramik/Matrix-Verbundwerkstoffen 34 II 3 Kohlenstofffaserverstärkter Kohlenstoff 35 II 3.1 Kohlenstofffaserbasierte Verstärkungskomponenten 35 II 3.1.1 Kohlenstofffasern 35 II 3.1.2 Textile Flächengebilde 39 II 3.2 Kohlenstoffmatrix-bildende Precursoren und Verfahren 40 II 3.2.1 Allgemeine Verfahrensweisen 40 II 3.2.2 Grundlagen zu Phenolharzen 41 II 3.2.3 Polymerpyrolyse 46 II 3.2.4 Intrinsische Entwicklung der Porosität 49 II 3.3 Herstellung von PF-Novolak-basierten C/C-Verbunden 50 II 3.3.1 Herstellung der CFK- Produktzwischenstufe 50 II 3.3.2 Herstellung der C/C-Produktendstufe 51 II 4 Fazit zu kohlenstofffaserverstärktem Kohlenstoff 53 II 5 Thermoplastische Kunststoffe 54 II 5.1 Synthese 54 II 5.2 Klassifizierung von Polymeren 54 II 5.3 Thermoplastisches Ethylen-Vinylacetat (EVA) 55 II 5.4 Verarbeitung mittels Thermoplast-Spritzgießen 56 II 5.5 Mechanisches Verhalten 57 II 5.6 Fazit zu thermoplastischen Kunststoffen 58 II 6 Folgerungen und Zielsetzung 59 III EXPERIMENTELLER TEIL 61 III 1 Methodische Vorgehensweise 61 III 2 Versuchsbeschreibung und –durchführung 63 III 2.1 Charakterisierende Verfahren 63 III 2.1.1 Prozessbegleitende Untersuchungen 63 III 2.1.2 Dynamische Differenz-Kalorimetrie und Thermogravimetrie 64 III 2.1.3 ATR Spektroskopie 65 III 2.1.4 Röntgendiffraktometrie (XRD) 66 III 2.1.5 Raman Spektroskopie 67 III 2.1.6 Gefüge- und Phasenanalyse 68 III 2.1.7 Oberflächenanalyse der C/C-Verbunde 68 III 2.1.8 3-Punkt-Biegeprüfung 69 III 2.1.9 Haftabzugversuch 70 III 2.2 Entwicklung und Untersuchung des Matrixprecursors 71 III 2.2.1 Validierung des Matrixprecursors 71 III 2.2.2 Komposition der Harz / Härter-Gemische 71 III 2.2.3 Vernetzungsverhalten der Vorkondensate 72 III 2.2.4 Kohlenstoffausbeute der Resite 73 III 2.2.5 Phasengenese des generierten Matrixkohlenstoffs 74 III 2.2.6 Mikrostrukturentwicklung der Resite und Matrixkohlenstoffe 75 III 2.3 Entwicklung und Untersuchung der CFK-Produktzwischenstufe 76 III 2.3.1 Beschreibung zur Herstellung 76 III 2.3.2 Gefüge- und Phasenanalyse 78 III 2.3.3 Untersuchungen zum mechanischen Verhalten 78 III 2.4 Entwicklung und Untersuchung der C/C-Produktendstufe 79 III 2.4.1 Beschreibung zur Herstellung 79 III 2.4.2 Gefüge- und Phasenanalyse 80 III 2.4.3 Untersuchungen zum mechanischen Verhalten 80 III 2.5 Entwicklung und Untersuchung hybrider EVA/(C/C)-Werkstoffverbunde 81 III 2.5.1 Herstellung der C/C-Verbundwerkstoffkomponenten 81 III 2.5.2 Untersuchung der Oberflächenmorphologien der porösen C/C-Verbunde 81 III 2.5.3 Herstellung der hybriden EVA/(C/C)-Werkstoffverbunde 82 III 2.5.4 Gefüge und Phasenanalyse am hybriden Interface 84 III 2.5.5 Untersuchungen zum mechanischen Verhalten 84 III 3 Ergebnisse 85 III 3.1 Untersuchung des Matrixprecursors 85 III 3.1.1 Validierung des Matrixprecursors 85 III 3.1.2 Vernetzungsverhalten der Vorkondensate 85 III 3.1.3 Kohlenstoffausbeute der Resite 91 III 3.1.4 Phasengenese des generierten Matrixkohlenstoffs 92 III 3.1.5 Porositätsentwicklung der Resite und Matrixkohlenstoffe 94 III 3.2 Mikrostrukturentwicklung der Verbundwerkstoffe 98 III 3.2.1 Gefüge- und Phasenanalyse der CFK-Verbunde 98 III 3.2.2 Gefüge- und Phasenanalyse der C/C-Verbunde 103 III 3.3 Untersuchung der Faser/Matrix-Adhäsion 107 III 3.3.1 Einflüsse auf die Faser/Matrix-Adhäsion der CFK-Verbunde 107 III 3.3.2 Einflüsse auf die Faser/Matrix-Adhäsion der C/C-Verbunde 109 III 3.4 Mechanisches Verhalten der Verbundwerkstoffe 110 III 3.4.1 3-Punkt-Biegefestigkeiten der Verbunde bei einem Härtedruck von 15 bar 110 III 3.4.2 3-Punkt-Biegefestigkeiten der Verbunde bei einem Härtedruck von 60 bar 111 III 3.5 Untersuchung der hybriden EVA/(C/C)-Werkstoffverbunde 113 III 3.5.1 Entwicklung der Oberflächenmorphologie ausgewählter C/C-Verbunde 113 III 3.5.2 Mikrostrukturelles Adhäsionsverhalten am hybriden Interface 115 III 3.5.3 Mechanisches Adhäsionsverhalten am hybriden Interface 117 III 4 Diskussion der Ergebnisse 119 III 4.1 Vernetzungsverhalten der Resite 119 III 4.1.1 Netzwerkgenese der Vorkondensate und Degradation des Härters 119 III 4.1.2 Einfluss des Härtermassenanteils auf das Vernetzungsverhalten der Resite 121 III 4.1.3 Zur Phasengenese der generierten Matrixkohlenstoffe 122 III 4.1.4 Fazit zum Vernetzungsverhalten der Resite 122 III 4.2 Ausbildung der Porenmorphologie 124 III 4.2.1 Porenmorphologie der Resite 124 III 4.2.2 Porenmorphologie der Matrixkohlenstoffe 126 III 4.2.3 Fazit zur Ausbildung der Porenmorphologie 127 III 4.3 Mikrostrukturentwicklung der Verbundwerkstoffe 128 III 4.3.1 Mikrostrukturentwicklung der CFK-Produktzwischenstufe 128 III 4.3.2 Mikrostrukturentwicklung der C/C-Produktendstufe 128 III 4.3.3 Porositätsentwicklung der CFK- und C/C-Verbunde 129 III 4.3.4 Fazit zur Mikrostrukturentwicklung der Verbundwerkstoffe 130 III 4.4 Mechanisches Verhalten der Verbundwerkstoffe 131 III 4.4.1 Einfluss der Härtermassenanteils 131 III 4.4.2 Einfluss des Härtedrucks 131 III 4.4.3 Einfluss des Temperns 131 III 4.4.4 Einfluss des Pyrolyseschrumpfes 131 III 4.4.5 Fazit zum mechanischen Verhalten der Verbundwerkstoffe 132 III 4.5 Hybride EVA/(C/C)-Werkstoffverbunde 133 III 4.5.1 Entwicklung der Oberflächenmorphologie ausgewählter C/C-Verbunde 133 III 4.5.2 Mikrostrukturelles Adhäsionsverhalten am hybriden Interface 133 III 4.5.3 Mechanisches Adhäsionsverhalten am hybriden Interface 134 III 4.5.4 Fazit zur Realisierung der hybriden Werkstoffverbunde 134 IV SCHLUSSFOLGERUNGEN 135 V ZUSAMMENFASSUNG UND AUSBLICK 139 VI LITERATURQUELLEN 140 ANLAGEN