Der thermische Akkommodationskoeffizient α spielt als Teil der effektiven Wärmeleitfähigkeit von hochporösen Dämmstoffen (basierend auf SiO2 oder CaSiO3) eine nicht zu unterschätzende Rolle beim Wärmetransport. In vorhandenen Modellen zur Bestimmung der effektiven Wärmeleitfähigkeit wird er häufig, jedoch nicht bewiesen mit α = 1 für Gase wie Argon oder Stickstoff bzw. α = 0,3 für Helium angenommen. Daher war es das Ziel dieser Arbeit, jene Annahme zu überprüfen als auch erstmalig α an CaSiO3 zu bestimmen. Dazu wurde eine eigens entwickelte Versuchsapparatur ähnlich einer Guarded-Hot-Plate aufgebaut und umfangreich mit Literaturdaten kalibriert. Die bisher allgemein gültige Annahme konnte für beide Materialien mit Argon, Stickstoff und Helium experimentell verifiziert und damit die Gültigkeit vorhandener Modelle zur Bestimmung der effektiven Wärmeleitfähigkeit unterstrichen werden. Parallel dazu wurde kooperativ eine Molekulardynamik Simulation durchgeführt, wodurch die Messergebnisse ebenfalls bestätigt werden konnten.

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

Die vorliegende Dissertation beschäftigt sich mit der thermo-mechanischen Beschreibung und Bewertung von keramischen Filtern für die Metallschmelze-Filtration mithilfe der Finiten-Elemente-Methode. Infolge des zellularen Aufbaus des Werkstoffs handelt es sich um ein Mehrskalenproblem. Grundlegende Aufgaben der Arbeit waren deshalb die geometrische und mechanische Modellbildung sowie die Untersuchung verschiedener effizienzsteigernder Methoden zur Gewinnung einer akkuraten numerischen Lösung. Dabei wurden sowohl verschiedene Verfahren aus der Fachliteratur implementiert und kritisch bewertet, als auch neue Ansätze verfolgt. Die Untersuchungen konzentrierten sich auf das effektive elastische und elastisch-plastische Verhalten von Kelvin-, Weaire-Phelan- und Voronoi-Strukturen. Insbesondere die entwickelten Methoden und Werkzeuge zur automatisierten Modellbildung gestatten in einfacher Weise die Umsetzung von Parameterstudien und Optimierungsaufgaben. Aus darauf aufbauenden Sensitivitätsstudien wurden Empfehlungen hinsichtlich der geometrischen und mechanischen Modellbildung für zellulare Werkstoffe abgeleitet. Diese betreffen auch vielfach eingesetzte Methoden zur Modellreduktion für diese Werkstoffe und tragen somit zukünftig zu einer effizienteren Bewertung von Filterstrukturen bei.

Verbindungen mit Spinellstruktur im quasiternären System "LiO0.5-MnOx-FeOx" finden industriell als keramische Werkstoffe in der Elektrotechnik und Elektronik Verwendung. So werden Lithium-Mangan-Spinelloxide der Form Li1+xMn2-xO4 (x => 0) als Kathodenmaterial für wiederaufladbare Lithiumbatterien untersucht. Sowohl Lithium- als auch Manganferrit finden Einsatz als steuerbare Komponenten in der Mikrowellentechnik und Manganferrite als Leistungsüberträger in Spulen und Transformatoren der Hochfrequenztechnik. Für einen solchen technischen Einsatz sind die Kenntnisse der Bedingungen für die Synthese phasenreiner Spinelle und deren Struktur unerlässlich. Die Darstellung der Spinelle erfolgte im Rahmen dieser Arbeit aus gefriergetrockneten Lithium-Mangan-Eisenformiaten. Diese Precursoren zeichnen sich durch hohe Reaktivität und exakte Metallionenstöchiometrie aus. Der Zersetzungsablauf von gefriergetrockneten Li-Mn(II)-Fe(III)-Formiaten unter Argon wurde mittels thermischer Analyse, gekoppelt mit der Massenspektroskopie, sowie durch Röntgenpulveraufnahmen der Zwischenprodukte untersucht. Aus den vorzersetzten Precursoren gewünschter Zusammensetzung wurden unter kontrollierten Temperatur- und Sauerstoffpartialdruckbedingungen einphasige Spinelloxide dargestellt. Die so erhaltenen Verbindungen mit Spinellstruktur wurden mittels Röntgenbeugung und Strukturverfeinerung sowie XANES- und Mößbauerspektroskopie und magnetischen Messungen untersucht. Aus der Kombination dieser Methoden konnten Schlussfolgerungen bezüglich der Struktur, Kationenverteilung und Eigenschaften der jeweiligen Spinelle gewonnen werden. Im Mittelpunkt der Arbeit steht die in der Literatur nicht beschriebene Mischkristallreihe LixMn1+xFe2?2xO4, die Mn(II) und Mn(III) oder Mn(III) und Mn(IV) für x < 0.5 oder x > 0.5 enthält. Mit zunehmendem x-Wert vergrößert sich der Anteil von Lithiumionen auf Tetraeder-plätzen. Bei einem Wert x = 4/7 erreicht dieser Anteil 100%. Unter Einbeziehung der Ergebnisse der Mößbaueruntersuchungen ergeben sich für die Spinellverbindungen mit x = 2/7, 3/7 und 4/7 die folgenden Kationenverteilungen: (Li1.04Mn2+2.81-[delta]Fe3+3.15Mn3+[delta])A[Li0.96Fe3+6.85Mn3+6-[delta]Mn2+0.19+[delta]]BO28 (Li2.37Mn2+1.0-*Fe3+2.98Mn3+0.65+*)A[Li0.63Fe3+5.02Mn3+8.35-*Mn2+*]BO28 (Li4.0Fe3+2.37Mn3+0.63)A[Fe3+3.63Mn3+9.37Mn4+1.0]BO28. Eine theoretisch vorhersehbare Zunahme der Sättigungsmagnetisierung bei kleinen x-Werten wird durch Abnahme der kooperativen Kopplungseffekte mit Abnahme des Eisengehaltes nicht beobachtet. Zusammenfassend kann festgehalten werden, dass die Darstellung phasenreiner Spinelloxide aus den vorzersetzten gefriergetrockneten Li-Mn-Fe-Formiaten im gesamten Bereich zwischen den bekannten quasibinären Spinellverbindungen MnFe2O4, Li0.5Fe2.5O4, LiMn2O4 und Li4/3Mn5/3O4 im quaternären System Li-Mn-Fe-O unter jeweils definierten pO2/T-Bedingungen möglich ist. Die Synthesetemperaturen sind teilweise um 100°C bis 200°C niedriger als bei vergleichbaren Proben aus den Festkörpereaktionen. Manganreiche Spinelle außerhalb dieses Bereiches konnten nicht synthetisiert werden.

Verbindungen mit Spinellstruktur im quasiternären System "LiO0.5-MnOx-FeOx" finden industriell als keramische Werkstoffe in der Elektrotechnik und Elektronik Verwendung. So werden Lithium-Mangan-Spinelloxide der Form Li1+xMn2-xO4 (x => 0) als Kathodenmaterial für wiederaufladbare Lithiumbatterien untersucht. Sowohl Lithium- als auch Manganferrit finden Einsatz als steuerbare Komponenten in der Mikrowellentechnik und Manganferrite als Leistungsüberträger in Spulen und Transformatoren der Hochfrequenztechnik. Für einen solchen technischen Einsatz sind die Kenntnisse der Bedingungen für die Synthese phasenreiner Spinelle und deren Struktur unerlässlich. Die Darstellung der Spinelle erfolgte im Rahmen dieser Arbeit aus gefriergetrockneten Lithium-Mangan-Eisenformiaten. Diese Precursoren zeichnen sich durch hohe Reaktivität und exakte Metallionenstöchiometrie aus. Der Zersetzungsablauf von gefriergetrockneten Li-Mn(II)-Fe(III)-Formiaten unter Argon wurde mittels thermischer Analyse, gekoppelt mit der Massenspektroskopie, sowie durch Röntgenpulveraufnahmen der Zwischenprodukte untersucht. Aus den vorzersetzten Precursoren gewünschter Zusammensetzung wurden unter kontrollierten Temperatur- und Sauerstoffpartialdruckbedingungen einphasige Spinelloxide dargestellt. Die so erhaltenen Verbindungen mit Spinellstruktur wurden mittels Röntgenbeugung und Strukturverfeinerung sowie XANES- und Mößbauerspektroskopie und magnetischen Messungen untersucht. Aus der Kombination dieser Methoden konnten Schlussfolgerungen bezüglich der Struktur, Kationenverteilung und Eigenschaften der jeweiligen Spinelle gewonnen werden. Im Mittelpunkt der Arbeit steht die in der Literatur nicht beschriebene Mischkristallreihe LixMn1+xFe2?2xO4, die Mn(II) und Mn(III) oder Mn(III) und Mn(IV) für x < 0.5 oder x > 0.5 enthält. Mit zunehmendem x-Wert vergrößert sich der Anteil von Lithiumionen auf Tetraeder-plätzen. Bei einem Wert x = 4/7 erreicht dieser Anteil 100%. Unter Einbeziehung der Ergebnisse der Mößbaueruntersuchungen ergeben sich für die Spinellverbindungen mit x = 2/7, 3/7 und 4/7 die folgenden Kationenverteilungen: (Li1.04Mn2+2.81-[delta]Fe3+3.15Mn3+[delta])A[Li0.96Fe3+6.85Mn3+6-[delta]Mn2+0.19+[delta]]BO28 (Li2.37Mn2+1.0-*Fe3+2.98Mn3+0.65+*)A[Li0.63Fe3+5.02Mn3+8.35-*Mn2+*]BO28 (Li4.0Fe3+2.37Mn3+0.63)A[Fe3+3.63Mn3+9.37Mn4+1.0]BO28. Eine theoretisch vorhersehbare Zunahme der Sättigungsmagnetisierung bei kleinen x-Werten wird durch Abnahme der kooperativen Kopplungseffekte mit Abnahme des Eisengehaltes nicht beobachtet. Zusammenfassend kann festgehalten werden, dass die Darstellung phasenreiner Spinelloxide aus den vorzersetzten gefriergetrockneten Li-Mn-Fe-Formiaten im gesamten Bereich zwischen den bekannten quasibinären Spinellverbindungen MnFe2O4, Li0.5Fe2.5O4, LiMn2O4 und Li4/3Mn5/3O4 im quaternären System Li-Mn-Fe-O unter jeweils definierten pO2/T-Bedingungen möglich ist. Die Synthesetemperaturen sind teilweise um 100°C bis 200°C niedriger als bei vergleichbaren Proben aus den Festkörpereaktionen. Manganreiche Spinelle außerhalb dieses Bereiches konnten nicht synthetisiert werden.

Die vorliegende Dissertation beschäftigt sich mit der thermo-mechanischen Beschreibung und Bewertung von keramischen Filtern für die Metallschmelze-Filtration mithilfe der Finiten-Elemente-Methode. Infolge des zellularen Aufbaus des Werkstoffs handelt es sich um ein Mehrskalenproblem. Grundlegende Aufgaben der Arbeit waren deshalb die geometrische und mechanische Modellbildung sowie die Untersuchung verschiedener effizienzsteigernder Methoden zur Gewinnung einer akkuraten numerischen Lösung. Dabei wurden sowohl verschiedene Verfahren aus der Fachliteratur implementiert und kritisch bewertet, als auch neue Ansätze verfolgt. Die Untersuchungen konzentrierten sich auf das effektive elastische und elastisch-plastische Verhalten von Kelvin-, Weaire-Phelan- und Voronoi-Strukturen. Insbesondere die entwickelten Methoden und Werkzeuge zur automatisierten Modellbildung gestatten in einfacher Weise die Umsetzung von Parameterstudien und Optimierungsaufgaben. Aus darauf aufbauenden Sensitivitätsstudien wurden Empfehlungen hinsichtlich der geometrischen und mechanischen Modellbildung für zellulare Werkstoffe abgeleitet. Diese betreffen auch vielfach eingesetzte Methoden zur Modellreduktion für diese Werkstoffe und tragen somit zukünftig zu einer effizienteren Bewertung von Filterstrukturen bei.

Die Effektivität keramischer Wärmeübertrager kann durch eine feinere Strukturierung der Oberflächen gesteigert werden. Dies kann durch die Integration textiler Urformen anstatt der konventionell im Schlickguss hergestellten gröberen Geometrien erfolgen. Für Strukturierungen in Form von wandgebundenen Halbbögen werden die Ergebnisse umfangreicher experimenteller und numerischer Untersuchungen zu den wärmetechnischen und strömungsmechanischen Eigenschaften vorgestellt. Basierend auf den Erkenntnissen der mittels numerischer Simulation durchgeführten Parameterstudie werden verschiedene Empfehlungen für eine optimierte Anordnung der Halbbögen gegeben, um das Verhältnis von Wärmeübergang zur Druckverlust zu verbessern. Die experimentellen Ergebnisse belegen die Richtigkeit der gewählten Randbedingungen und Vereinfachungen im numerischen Modell. Des Weiteren wurden die Strömungsstrukturen mit laserdiagnostischen Messmethoden umfangreich charakterisiert.

Die Effektivität keramischer Wärmeübertrager kann durch eine feinere Strukturierung der Oberflächen gesteigert werden. Dies kann durch die Integration textiler Urformen anstatt der konventionell im Schlickguss hergestellten gröberen Geometrien erfolgen. Für Strukturierungen in Form von wandgebundenen Halbbögen werden die Ergebnisse umfangreicher experimenteller und numerischer Untersuchungen zu den wärmetechnischen und strömungsmechanischen Eigenschaften vorgestellt. Basierend auf den Erkenntnissen der mittels numerischer Simulation durchgeführten Parameterstudie werden verschiedene Empfehlungen für eine optimierte Anordnung der Halbbögen gegeben, um das Verhältnis von Wärmeübergang zur Druckverlust zu verbessern. Die experimentellen Ergebnisse belegen die Richtigkeit der gewählten Randbedingungen und Vereinfachungen im numerischen Modell. Des Weiteren wurden die Strömungsstrukturen mit laserdiagnostischen Messmethoden umfangreich charakterisiert.:0 Verwendete Symbole und Formelzeichen IV 1 Einleitung 1 1.1 Motivation 1 1.2 Lösungsansatz 2 1.3 Zielstellung und Struktur der Arbeit 4 2 Stand der Technik 5 2.1 Vorwort 5 2.2 Kennzahlen zur Charakterisierung von Rekuperatoren und Wärmeüber-trageroberflächen 6 2.3 Strömungszustände und Strömungsprofile 13 2.3.1 Grenzschichten von Strömungen 13 2.3.2 Laminare Strömung zwischen zwei parallelen Platten und im Rechteckkanal 14 2.3.3 Turbulente Strömung zwischen zwei parallelen Platten 15 2.3.4 Kenngrößen, Längen- und Zeitmaße von turbulenten Strömungen 16 2.4 Umströmung von Zylindern und Wärmeübergang an Zylindern 19 2.4.1 Quer angeströmter Zylinder, Wirbelablösung und Kármánsche Wirbelstraße 19 2.4.2 Hufeisenwirbel um einen wandgebundenen Zylinder 25 2.4.3 Zylinder in Wechselwirkung miteinander und Zylinder in Tandempaarung 27 2.4.4 Quer angeströmter Zylinder parallel zu einer Wand 28 2.5 Weitere den Wärmeübergang steigernde Strukturen 29 2.5.1 Rohrbündel 30 2.5.2 Stabrippen – „pin fins“ 31 2.5.3 Zweidimensionale Rippengeometrien 33 2.5.4 Gedrehte Bleche und andere Einbauten in Rohrquerschnitten 36 2.5.5 Turbulatoren 38 2.5.6 Poröse Körper 39 2.5.7 Drähte als wärmeübergangsteigernde Struktur 40 2.6 Wärmeübertrager für Industriegasbrenner 41 3 Numerische und experimentelle Untersuchungen der neuentwickelten Wärmeübertragerstruktur 45 4 Numerische Untersuchungen bezüglich des Strömungsfelds um die Bogenstrukturen 49 4.1 Randbedingungen und Vernetzung der numerischen Simulation 49 4.2 Bemerkungen zum Turbulenzmodell 54 4.3 Validierung des numerischen Modells am leeren Kanal 59 4.4 Ergebnisse für die Grundgeometrie 63 4.5 Parameterstudie zur Anordnung und Anzahl der Bögen 70 4.5.1 Variation der Bogendichte 70 4.5.2 Variation der Anordnung der Bögen zueinander bei konstanter Bogendichte 75 4.5.3 Variation der Kanalhöhe bei konstanten Randbedingungen 78 4.5.4 Variation der Kanalhöhe bei umgekehrten Randbedingungen 80 4.5.5 Variation des Bogendurchmessers D 82 4.5.6 Bemerkung zum Anstellwinkel 83 5 Experimentelle Untersuchungen zum Wärmeübergangskoeffizienten 85 5.1 Versuchsaufbau 85 5.2 Versuchsdurchführung und Auswertung 88 5.3 Vergleich des Versuchsstandes mit Untersuchungen für Spaltströmungen 90 5.4 Referenzmessungen mit metallischen Wärmeübertragerstrukturen 93 5.4.1 Ergebnisse für die Grundgeometrie 93 5.4.2 Variation der Kanalhöhe 96 5.4.3 Variation der Kanalhöhe bei umgekehrten Randbedingungen 97 5.5 Messung mit keramischen Strukturen 98 6 Experimentelle Untersuchungen zum Strömungsverhalten 101 6.1 Versuchsaufbau 101 6.2 PIV-Messungen 104 6.2.1 Allgemeines zum Messprinzip 104 6.2.2 Messaufbau 105 6.2.3 Versuchsergebnisse 106 6.3 LDA-Messungen 111 6.3.1 Allgemeines zum Messprinzip und zur Versuchsdurchführung 111 6.3.2 Validierung des Versuchsstandes 114 6.3.3 Strömungsprofile aus der LDA-Messung 117 6.3.4 Wirbelablösung im Bogennachlauf 130 6.3.5 Skalen der Strömung 144 7 Anwendungsbeispiel: Rekuperatorbrenner 151 7.1 Brennerprototyp und Versuchsdurchführung 151 7.2 Versuchsergebnisse und Auswertung 153 8 Zusammenfassung und Ausblick 157 9 Literaturverzeichnis 161 10 Anhang 173 10.1 Messtechnik des Windkanals 173 10.2 PIV-Messtechnik 175 10.3 LDA-Messtechnik 176 10.4 Versuche mit dem Rekuperatorprototypen 177