Mit zunehmendem Alter zeigt das Verbundverhalten von Multifilamentgarnen aus alkaliresistentem Glas (AR-Glas) oder Kohlenstoff in Abhängigkeit von der Zusammensetzung der zementgebundenen Matrix eine sehr unterschiedliche Entwicklung. Während bei AR-Glas teilweise drastische Verluste des Leistungsvermögens zu verzeichnen sind, treten diese bei Kohlefasern nicht auf. Zur Untersuchung der Phänomene wurden beidseitige Garnauszugversuche durchgeführt und die Interphase zwischen Filamenten und Matrix im Rasterelektronenmikroskop (ESEM) untersucht. Die unterschiedlichen mechanischen Eigenschaften stehen in Zusammenhang mit verschieden ausgeprägten Mikrostrukturen der Interphasen. Welche Ursachen die unterschiedliche morphologische Entwicklung der Interphasen hat, ist Gegenstand aktueller Arbeiten.

Textilbewehrter Beton ist ein Verbundwerkstoff aus einer Feinbetonmatrix und einer kraftgerichteten textilen Bewehrung aus ARGlasfaser- oder Carbongelegen. Die heterogene Materialstruktur der textilen Bewehrung im Verbundbaustoff Textilbeton führt zu einem komplexen Tragverhalten mit einer Vielzahl sich zum Teil gegenseitig in ihrer Wirkung beeinflussender Effekte. Aufgrund der abweichenden Material- und Verbundeigenschaften können für die Bemessung von textilbewehrten Betonbauteilen die aus dem Stahlbetonbau bekannten Modelle nicht pauschal übertragen werden. In diesem Beitrag werden die wesentlichen Erkenntnisse experimenteller Untersuchungen von textilbewehrten Elementen unter Biege- und Querkraftbeanspruchung dargestellt, die Mechanismen des Tragverhaltens beschrieben und empirisch abgeleitete Berechnungsmodelle vorgestellt.

High-performance yarns such as aramid fibers are nowadays used to reinforce composite materials due to their advantageous physico-chemical properties and their low weight. They are also resistant to heat and fire. Para-aramid filament yarns (p-AFs) wound on a cylindrical dyeing package have been silvered successfully by means of a newly developed wetchemical filament yarn metallization process on a laboratory scale. The surface morphology of untreated and silvered p-AF was determined by means of scanning electron microscopy. The chemical structure of the surfaces (contents of carbon, oxygen, nitrogen and silver) was determined by means of energy-dispersive X-ray spectroscopy (EDX). The eliminated and newly formed groups of p-AF before and after silvering were detected by infrared spectroscopy (Fourier transform—attenuated total reflectance). After metallization, the silver layer thickness, the mass-related silver content and washing and rubbing fastness were assessed. Furthermore, textile-physical examinations concerning Young’s modulus, elongation at break and electrical conductivity were performed. Subsequently, the electrically conductive p-AFs were integrated in thermoset composite materials reinforced by glass fibers and para-aramid.

The effective behavior of composite materials is of great interest in materials science. The properties of such a material at the macroscale can be directly coupled to the properties of the material at the microscale. The random distribution of microscopic phases can be simulated using models of stochastic geometry. Random, two-dimensional, two-phase microstructures were constructed by stochastic simulation using the planar Boolean model. An extensive study was conducted to relate the effective hyperelastic material behavior to the stochastic parameters of the Boolean model and the physical parameters of the microstructure. Well-known approaches to determine the size of the representative volume element were adapted for this context and their results were compared.

Verbundwerkstoffe und Werkstoffverbunde mit geringer Dichte und hohen E-Moduli reagieren bei dynamischer Anregung empfindlich auf Abstrahlung von Luftschall, bieten aber gleichzeitig einen großen Wertebereich zur Einstellung des Materialverhaltens. Dabei sind Steifigkeit und Dämpfung gegensätzlich abhängig von der Faserorientierung. Die Auslegung der Verbunde mit FEM-Simulationen benötigt einen hohen Modellierungsaufwand und lange Rechenzeiten. Im Gegensatz dazu erfordert die mehrdimensionale numerische Optimierung eines Verbundes ein effizientes vibro-akustisches Simulationsmodell für zahlreiche Wiederholungsrechnungen. Dazu wurde ein energiebasierter modaler Dämpfungsansatz als Erweiterung vom FEM-Simulationen sowohl für anisotropes als auch für nicht-lineares Dämpfungsverhalten erforscht, experimentell parametrisiert und validiert. Ferner wird die abgestrahlte Schallleistung anstelle eines multi-physikalischen Modells effizient durch einen geschwindigkeitsbasierten Ansatz direkt aus stationären Struktursimulationen bestimmt. Analytische Formulierungen der Vergrößerungsfunktionen der modalen Leistungsbeiträge ermöglichen, die frequenzabhängige Abstrahlung mit sehr wenigen Frequenzschritten exakt zu berechnen und in eine skalare Zielfunktion zu überführen. Die gesamte Berechnungsmethodik dient der vibro-akustischen Optimierung von Verbundbauteilen. Die Ergebnisse zeigen das große Potential von thermoplastischen Verbundwerkstoffen im Vergleich zu einem Referenzteil aus Stahl.:1 Einleitung 2 Amplitudenabhängige Dämpfung von MKV 3 Anisotrope Dämpfung von Faser-Kunststoff-Verbunden 4 Berechnung und Optimierung der abgestrahlten Schallleistung 5 Strukturintensität als Mittel zur Bewertung akustischer Quellen 6 Schlussfolgerungen 7 Zusammenfassung und Ausblick A Anhang

Die umfangreichen Untersuchungen ausgewählter Mg2Si-basierter Materialien innerhalb dieser Arbeit zeigen neue Wege für die Anwendung der SPS-Technik in der Grundlagen- als auch angewandten Forschung und liefern entscheidendes, neues Material für die Charakterisierung der Li-Verbindungen Li2xMg2-xX (X = Si, Ge, Sn, Pb). Aufbauend auf vorangegangenen Arbeiten und den hier dargestellten Resultaten ergeben sich sowohl neue Möglichkeiten der Synthese, basierend auf dem SPS-Prozess (in Verbindung mit der Pulverherstellung, ‑verarbeitung und einem entsprechenden Werkzeugdesign), als auch eine Optimierung der Materialeigenschaften von Verbundwerkstoffen durch Nutzung dieser Technik. Die ternären Phasen Mg2Si1−xXx (X = Ge, Sn, Pb) und Mg2−x/2Si1−xSbx Die pulvermetallurgische Herstellung der Phasen Mg2Si1-xXx (X = Ge, Sn und Pb) und der Phase Mg2‑x/2Si1-xSbx gelang in dieser Arbeit erstmals mit Hilfe der SPS-Technik aus kugelgemahlenen Pulvergemischen (MgH2, Si, X). Die ternären Phasen Li2xMg2−xX (X = Si, Ge, Sn, Pb) Der Einbau von Li in Mg2Si wurde in dieser Arbeit erstmalig durch die SPS-Festkörperreaktion aus LiH, MgH2 und Si untersucht. Die Synthese der Li-armen Li2xMg2−xSi-Phasen gelingt schon bei Temperaturen von max. 700 °C. Die Schmelzsynthese dieser extrem luft- und feuchtigkeitsempfindlichen Proben wurde unter Argon-Schutzgas aus den Elementen mit anschließender Wärmebehandlung bei 200 °C angewendet. Dabei lassen sich drei unterschiedliche kubische Li2xMg2−xSi-Phasen mit 0 < x < 0,8 auf der Mg2Si-reichen Seite des ternären Systems finden. Mit steigendem Li-Gehalt können röntgenographisch zwei strukturelle Umwandlungen, ausgehend von der Raumgruppe Fm-3m für Mg2Si zu P-43m und P-43m mit der Bildung einer Überstruktur mit a′ = 2a bestimmt werden. Mit steigendem Li-Gehalt in Li2xMg2−xSi ändern sich die Eigenschaften. Der Übergang vom halbleitenden zum metallischen Zustand konnte in dieser Arbeit erstmalig gezeigt werden. In Analogie zu Li2xMg2−xSi konnten die Phasen Li2xMg2−xX (X = Ge, Sn, Pb) charakterisiert werden. Eine Intercalation für Li in Mg2X ist nicht möglich. Die Verbundwerkstoffe basierend auf Mg2Si Das spröde Materialverhalten vonMg2Si-Proben kann durch einen pulvermetallurgisch erzeugten Verbundwerkstoff mit Mg reduziert werden. Die SPS-Technik Basierend auf vorangegangenen Arbeiten konnte innerhalb dieser Arbeit durch die Verwendung von MgH2 die Strom-, Dichte- und Temperaturverteilung während des SPS-Prozesses innerhalb der Probe und des Werkzeuges beurteilt werden. / Extensive investigation on selected Mg2Si based materials demonstrate new routes for the application of the SPS technique in respect to basic as well as applied research and provide decisive new material on the characterisation of the Li compounds Li2xMg2-xX (X = Si, Ge, Sn, Pb). Based on prior activities and the results shown in this work new ways of the synthesis using the SPS process (in combination with powder making and processing and suitable tool design) as well as the optimization of material properties of composite materials can be achieved using the SPS technique. The Ternary Phases Mg2Si1−xXx (X = Ge, Sn, Pb) and Mg2−x/2Si1−xSbx For the first the powder metallurgic manufacturing route of the phases Mg2Si1-xXx (X = Ge, Sn und Pb) and the phase Mg2‑x/2Si1-xSbx is shown using the SPS technique and a ball milled powder mixture (MgH2, Si, X). The Ternary Phases Li2xMg2−xX (X = Si, Ge, Sn, Pb) The intercalation of Li into Mg2Si is investigated for the first time by using the SPS solid state reaction based on LiH, MgH2 and Si. The synthesis of the Li poor phase Li2xMg2−xSi could be obtained at temperatures of max. 700 °C. The melting technique made of the elements of these extremely air and moisture sensitive samples could be performed under Argon protective atmosphere followed by a heat treatment at 200 °C. Three different cubic phases of Li2xMg2−xSi can be found on the Mg2Si rich side of the ternary System with the composition in the range of 0 < x < 0,8. With increasing Li content two structural conversions can be found using the x-ray analysis. A change from the space group Fm-3m for Mg2Si via P-43m to P-43m with a superstructure of a′ = 2a could be detected. Linked with the increasing Li content is a change of the properties. The change from the semiconducting behaviour to a metallic characteristic could be shown for the first time. Analogous to Li2xMg2−xSi the phase Li2xMg2−xX (X = Ge, Sn, Pb) could be synthesised and analysed. An intercalation of Li in to Mg2X ist not possible. Composite Materials Based on Mg2Si The brittle behaviour of Mg2Si samples can be reduced by composite material with Mg using the powder metallurgical route. The SPS-Technique Using MgH2 the distribution of the current, the density and the temperature in the sample and tool could be judged.

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 umfangreichen Untersuchungen ausgewählter Mg2Si-basierter Materialien innerhalb dieser Arbeit zeigen neue Wege für die Anwendung der SPS-Technik in der Grundlagen- als auch angewandten Forschung und liefern entscheidendes, neues Material für die Charakterisierung der Li-Verbindungen Li2xMg2-xX (X = Si, Ge, Sn, Pb). Aufbauend auf vorangegangenen Arbeiten und den hier dargestellten Resultaten ergeben sich sowohl neue Möglichkeiten der Synthese, basierend auf dem SPS-Prozess (in Verbindung mit der Pulverherstellung, ‑verarbeitung und einem entsprechenden Werkzeugdesign), als auch eine Optimierung der Materialeigenschaften von Verbundwerkstoffen durch Nutzung dieser Technik. Die ternären Phasen Mg2Si1−xXx (X = Ge, Sn, Pb) und Mg2−x/2Si1−xSbx Die pulvermetallurgische Herstellung der Phasen Mg2Si1-xXx (X = Ge, Sn und Pb) und der Phase Mg2‑x/2Si1-xSbx gelang in dieser Arbeit erstmals mit Hilfe der SPS-Technik aus kugelgemahlenen Pulvergemischen (MgH2, Si, X). Die ternären Phasen Li2xMg2−xX (X = Si, Ge, Sn, Pb) Der Einbau von Li in Mg2Si wurde in dieser Arbeit erstmalig durch die SPS-Festkörperreaktion aus LiH, MgH2 und Si untersucht. Die Synthese der Li-armen Li2xMg2−xSi-Phasen gelingt schon bei Temperaturen von max. 700 °C. Die Schmelzsynthese dieser extrem luft- und feuchtigkeitsempfindlichen Proben wurde unter Argon-Schutzgas aus den Elementen mit anschließender Wärmebehandlung bei 200 °C angewendet. Dabei lassen sich drei unterschiedliche kubische Li2xMg2−xSi-Phasen mit 0 < x < 0,8 auf der Mg2Si-reichen Seite des ternären Systems finden. Mit steigendem Li-Gehalt können röntgenographisch zwei strukturelle Umwandlungen, ausgehend von der Raumgruppe Fm-3m für Mg2Si zu P-43m und P-43m mit der Bildung einer Überstruktur mit a′ = 2a bestimmt werden. Mit steigendem Li-Gehalt in Li2xMg2−xSi ändern sich die Eigenschaften. Der Übergang vom halbleitenden zum metallischen Zustand konnte in dieser Arbeit erstmalig gezeigt werden. In Analogie zu Li2xMg2−xSi konnten die Phasen Li2xMg2−xX (X = Ge, Sn, Pb) charakterisiert werden. Eine Intercalation für Li in Mg2X ist nicht möglich. Die Verbundwerkstoffe basierend auf Mg2Si Das spröde Materialverhalten vonMg2Si-Proben kann durch einen pulvermetallurgisch erzeugten Verbundwerkstoff mit Mg reduziert werden. Die SPS-Technik Basierend auf vorangegangenen Arbeiten konnte innerhalb dieser Arbeit durch die Verwendung von MgH2 die Strom-, Dichte- und Temperaturverteilung während des SPS-Prozesses innerhalb der Probe und des Werkzeuges beurteilt werden. / Extensive investigation on selected Mg2Si based materials demonstrate new routes for the application of the SPS technique in respect to basic as well as applied research and provide decisive new material on the characterisation of the Li compounds Li2xMg2-xX (X = Si, Ge, Sn, Pb). Based on prior activities and the results shown in this work new ways of the synthesis using the SPS process (in combination with powder making and processing and suitable tool design) as well as the optimization of material properties of composite materials can be achieved using the SPS technique. The Ternary Phases Mg2Si1−xXx (X = Ge, Sn, Pb) and Mg2−x/2Si1−xSbx For the first the powder metallurgic manufacturing route of the phases Mg2Si1-xXx (X = Ge, Sn und Pb) and the phase Mg2‑x/2Si1-xSbx is shown using the SPS technique and a ball milled powder mixture (MgH2, Si, X). The Ternary Phases Li2xMg2−xX (X = Si, Ge, Sn, Pb) The intercalation of Li into Mg2Si is investigated for the first time by using the SPS solid state reaction based on LiH, MgH2 and Si. The synthesis of the Li poor phase Li2xMg2−xSi could be obtained at temperatures of max. 700 °C. The melting technique made of the elements of these extremely air and moisture sensitive samples could be performed under Argon protective atmosphere followed by a heat treatment at 200 °C. Three different cubic phases of Li2xMg2−xSi can be found on the Mg2Si rich side of the ternary System with the composition in the range of 0 < x < 0,8. With increasing Li content two structural conversions can be found using the x-ray analysis. A change from the space group Fm-3m for Mg2Si via P-43m to P-43m with a superstructure of a′ = 2a could be detected. Linked with the increasing Li content is a change of the properties. The change from the semiconducting behaviour to a metallic characteristic could be shown for the first time. Analogous to Li2xMg2−xSi the phase Li2xMg2−xX (X = Ge, Sn, Pb) could be synthesised and analysed. An intercalation of Li in to Mg2X ist not possible. Composite Materials Based on Mg2Si The brittle behaviour of Mg2Si samples can be reduced by composite material with Mg using the powder metallurgical route. The SPS-Technique Using MgH2 the distribution of the current, the density and the temperature in the sample and tool could be judged.

Das dreistufige Flüssigsilicierverfahren (LSI) stellt eine Methode dar, siliciumcarbidbasierte faserverstärkte Keramiken herzustellen. Ausgangspunkt ist ein faserverstärkter Kunststoff, der über Pyrolyse (Konvertierung des Matrixpolymers in Kohlenstoff) und Silicierung (Siliciuminfiltration und Reaktion zu Siliciumcarbid) keramisiert wird. In der vorliegenden Arbeit werden die Matrix mittels der verwendeten Matrixpolymere (Matrixdesign) und das Faser/Matrix-Interface durch das Aufbringen von Faserbeschichtungen (Interfacedesign) definiert gestaltet. Die in der Arbeit eingesetzten Matrixpolymere beeinflussen durch eine unterschiedliche Poren- und Rissbildung in der Kohlenstoffmatrix die Siliciuminfiltration und die damit verbundene Siliciumcarbidbildung. Die Matrixpolymere erzeugen einerseits eine C-SiC-Dualphasenmatrix, wie diese bei den C/C-SiC-Verbunden angestrebt wird. Andererseits kann eine weitestgehend einphasige SiC-Matrix eingestellt werden, welche für die Herstellung von SiC/SiC-Verbunden interessant ist. Bei diesen Verbundwerkstoffen ist eine zusätzliche Faserbeschichtung entscheidend, um die Faser/Matrix-Bindung zu reduzieren und die Fasern vor dem Siliciumangriff während der Herstellung zu schützen. Als Faserbeschichtung werden eine BNx-Schicht und eine SiNx-Schicht entwickelt, die in einer BNx/SiNx-Doppelschicht kombiniert werden. Die Schichtherstellung erfolgt mittels chemischer Gasphasenabscheidung (CVD) auf einem kommerziellen SiC-Fasergarn (Tyranno SA3). Die amorphe BNx-Schicht ist innerhalb des Fasergarnes sehr homogen. Dahingegen besitzt die amorphe SiNx-Schicht einen Gradient in der Schichtdicke sowie in der chemischen Zusammensetzung. Bei der thermischen Auslagerung bleibt die BNx-Schicht stabil. Die SiNx-Schicht kristallisiert und es bilden sich Poren und Siliciumausscheidungen innerhalb der Schicht. Zudem entstehen teilweise Risse und Schichtabplatzungen. Weitere alternative Schichtkonzepte werden vorgeschlagen. / The liquid silicon infiltration (LSI) process is used to produce silicon carbide (SiC) based fiber reinforced ceramics and consists of three stages. Starting point is a fiber reinforced plastic, which is ceramized by means of pyrolysis (conversion of the matrix polymer to carbon) and siliconization (silicon infiltration and reaction to form silicon carbide). In the present work, the matrix and the fiber/matrix interface are designed by utilizing special matrix polymers and fiber coatings, respectively. The used matrix polymers lead to different pore and crack formation in the carbon matrix affecting the liquid silicon infiltration and the silicon carbide formation. The polymers not only create a dual phase C-SiC matrix, which is aspired for the production of C/C-SiC composites, but also form a single phase SiC matrix favorable for the SiC/SiC composite production. An additional coating of the fibers for these composite materials is crucial to reduce the fiber/matrix bonding and to protect the fibers from corrosive silicon attack. Separate BNx and SiNx single coatings are developed, which are combined to a double coating. The coating process is realized by chemical vapor deposition (CVD) on a commercial SiC fiber yarn (Tyranno SA3). The amorphous BNx coating is very uniform within the yarn, whereas the amorphous SiNx coating is characterized by a gradient regarding the layer thickness as well as the chemical composition. During the high temperature heat treatment the BNx coating remains stable. The SiNx coating crystallizes and pores as well as silicon precipitations are formed. Moreover, the coating partially ruptures. In this work, some additional alternative coating concepts are also proposed.

Vielschichtige Eigenschaftsprofile benötigen zunehmend moderne Verbundwerkstoffe und Werkstoffverbunde einschließlich der raschen Entfaltung neuer Fertigungstechnologien, da der monolithische Werkstoff bzw. ein einziger Werkstoff den heutigen komplexen Anforderungen nicht mehr genügen kann. Zukünftige Werkstoffsysteme haben wirtschaftlich eine Schlüsselposition und sind auf den Wachstumsmärkten von grundlegender Bedeutung. Gefragt sind maßgeschneiderte Leichtbauwerkstoffe (tailor-made composites) mit einem adaptierten Design. Dazu müssen Konzepte entwickelt werden, um die Kombination der Komponenten optimal zu gestalten. Das erfordert werkstoffspezifisches Wissen und Korrelationsvermögen sowie die Gestaltung komplexer Technologien, auch unter dem Aspekt der kontinuierlichen Massen- und Großserienfertigung (in-line, in-situ) und damit der Kostenreduzierung bislang teurer Verbundwerkstoffe und Werkstoffverbunde. In der vorliegenden Arbeit wird in vergleichbarer und vergleichender Art und Weise sowie abstrahierter Form ein Bogen über das Gesamtgebiet der Verbundwerkstoffe und Werkstoffverbunde gespannt. Eine zusammenfassende Publikation über dieses noch sehr junge, aber bereits breit aufgestellte Wissenschaftsgebiet fehlt bislang. Das ist der Separierung der einzelnen, fest aufgeteilten Gruppierungen der Verbundwerkstoffe geschuldet. Querverbindungen werden selten hergestellt. Dieses Defizit in einem gewissen Maße auszugleichen, ist Ziel der Arbeit. Besondere Berücksichtigung finden Begriffsbestimmungen und Klassifikationen, Herstellungsverfahren und Eigenschaften der Werkstoffe. Es werden klare Strukturierungen und Übersichten herausgearbeitet. Zuordnungen von etablierten und neuen Technologien sollen zur Begriffsstabilität der Terminologien „Mischbauweise“ und „Hybrider Verbund“ beitragen. Zudem wird die Problematik „Recycling und Recyclingtechnologien“ diskutiert. Zusammenfassend werden Handlungsfelder zukünftiger Forschungs- und Entwicklungsprojekte spezifiziert. Aus dem Blickwinkel der verschiedenen Herstellungsrouten insbesondere für Halbzeuge und Bauteile und der dabei gewonnenen Erkenntnisse werden verallgemeinerte Konzepte für tailor-made Verbundwerkstoffe und Werkstoffverbunde vorgeschlagen („Stellschraubenschema“). Diese allgemeinen Werkstoffkonzepte werden auf eigene aktuelle Forschungsprojekte der Schwerpunktthemen Metallmatrix- und Polymermatrix-Verbundwerkstoffe sowie der hybriden Werkstoffverbunde appliziert. Forschungsfelder für zukünftige Projekte werden abgeleitet. Besonderes Augenmerk gilt den hybriden Verbunden als tragende Säule zukünftiger Entwicklungen im Leichtbau. Hier spielen in-line- und in-situ-Prozesse eine entscheidende Rolle für eine großseriennahe, kosteneffiziente und ressourcenschonende Produktion. / Complex property profiles require increasingly advanced composite materials and material compounds, including the rapid deployment of new production technologies, because the monolithic material or a single material can no longer satisfy today's complex requirements. Future material systems are fundamentally important to growth markets, in which they have an economically key position. Tailor-made lightweight materials (tailor-made composites) with an adapted design are needed. These concepts have to be developed to design the optimum combination of components. This requires material-specific knowledge and the ability to make correlations, as well as the design of complex technologies. Continuous large-scale and mass production (in-line, in-situ), thus reducing the costs of previously expensive composite materials and material compounds, is also necessary. The present work spans the entire field of composite materials and material compounds in a comparable and comparative manner and abstract form. A summarizing publication on this still very new, but already broad-based scientific field is not yet available. The separation of the individual, firmly divided groups of the composite materials is the reason for this. Cross-connections are rarely made. The objective of this work is to compensate to some extent for this deficiency. Special consideration is given to definitions and classifications, manufacturing processes and the properties of the materials. Clear structures and overviews are presented. Mapping established and new technologies will contribute to the stability of the terms "mixed material compounds" and "hybrid material compounds". In addition, the problem of recycling and recycling technologies is discussed. In summary, areas for future research and development projects will be specified. Generalized concepts for tailor-made composite materials and material compounds are proposed ("adjusting screw scheme") with an eye toward various production routes, especially for semi-finished products and components, and the associated findings. These general material concepts are applied to own current research projects pertaining to metal-matrix and polymer-matrix composites and hybrid material compounds. Research fields for future projects are extrapolated. Particular attention is paid to hybrid material compounds as the mainstay of future developments in lightweight construction. In-line and in-situ processes play a key role for large-scale, cost- and resource-efficient production.