TY  - THES
A1  - Klimera, Andreas
T1  - Festigkeitssteigerung von Aluminiumnitrid-Keramiken
T1  - Increase of the strength in aluminium nitride-ceramic
N2  - Das Ziel dieser Arbeit war die Untersuchung der Mechanismen zur Steigerung der Festigkeit von Aluminiumnitrid-Keramik. Es wurden drei Ansätze der Festigkeitssteigerung befolgt: Dispersionsverfestigung und Gefügever-feinerung, Entwicklung von Randschichtspannungen infolge der Phasenumwandlung ZrN/ZrO2 und eine Modifizierung der Sinterkurve mit dem Ziel, eine homogene Verteilung der Sekundärphase zu erreichen. Die Festigkeitssteigerung mit Hilfe der Dispersionsverfestigung und Gefügeverfeinerung führte nicht zum gewünschten Ergebnis. Die Korngröße konnte bis zu 30% verfeinert werden, was jedoch keine Erhöhung der Festigkeit mit sich brachte. Durch eine Wärmebehandlung ZrN-haltiger AlN-Keramik bei 600°C kam es zur Oxidation von ZrN. Dies führte zu der Umwandlung von ZrN in ZrO2 im oberflächennahen Bereich, die mit einer Volu-menzunahme verbunden war. Auf diese Weise wurden in der Keramik Randschichtspannungen erzeugt, die zu einer Steigerung der Festigkeit um 28% im Vergleich zur Standardprobe führten. Im AIN-Gefüge wurden Bereiche beobachtet, die einen hohen Anteil an Sekundärphase aufwiesen sowie Bereiche, die sekundärphasenfrei waren. Diese Segregation ist von der Benetzung des AlN durch Sekundärphase während der Sinterung abhängig. Die Benetzung wird durch den Dihedral-winkel beschrieben. Bei Dihedralwinkeln oberhalb 60° wird die Sinterung instabil und es kommt zu einer Segregation der Sekundärphase. Der Verlauf der AlN-Sinterung konnte erstmalig in situ beobachtet werden. Die Sinterschwindung wurde mit Hilfe der optischen Dilatometrie, die Wärmeleitfähigkeit mittels Laser-Flash-Methode ge-messen. Auf der Grundlage von In-Situ-Messungen konnte die Benetzung von AlN durch die Sekundärphase während der Sinterung verstanden werden. Der Dihedralwinkel fällt mit steigender Temperatur und steigt während einer Haltezeit. Durch die Modifikation der Sinterkurve konnte ein Gefüge mit gleichmäßig und homogen verteilter Sekundärphase hergestellt werden. Dies führte zur Steigerung der Festigkeit um 29% im Vergleich zu einer Standardprobe.
N2  - In this work the mechanisms of the increase of the strength in Aluminium nitride-ceramic were inves-tigated. Three approaches for the enhancement of the strength were made: dispersion strengthening and refinement of the microstructure, the development of compressive stresses in the surface region as a result of the phase transition of ZrN to ZrO2 and a modification of the sintering curve with the aim to achieve a homogeneous distribution of the secondary phase. The increase in strength with the aid of dispersion strengthening and microstructure refinement did not lead to the desired results. The particle size could be decreased by 30%, but no increase of the strength is observed. By thermal treatment of ZrN-containing AlN-ceramic at 600 °C the oxidation of ZrN was observed in the surface near regions. The transformation into ZrO2 led to an increase in volume. In this way, compressive stresses were generated near the surface, which lead to an increase in flexural strength by 28% in comparison to the standard AlN specimen. Within the AlN microstructure, certain regions containing a higher amount of the secondary phase, as well as regions, being free of the secondary phase could be observed. This segregation depends on the wetting of the AlN by the secondary phase during the sintering process. The wetting is de-scribed by the dihedral angle. With a dihedral angle above 60°, the sintering becomes instable and the segregation of the secondary phase occurs. For the first time the sintering process could be observed in situ. The sintering shrinkage was deter-mined by optical dilatometry, the thermal conductivity by the laser-flash-method. Based on these in-situ measurements, the wetting of AlN by the secondary phase could be explained. The dihedral angle declines with increasing temperature and rises during the hold time. By modification of the sintering curve, a microstructure with homogeneously dispersed secondary phase could be obtained. This led to an increase in strength of 29% in comparison to the standard AlN specimen.
KW  - Aluminiumnitrid
KW  - Festigkeit
KW  - Keramik
KW  - Sintern
KW  - Nichtoxidkeramik
KW  - Aluminium nitride
KW  - Strength
KW  - Ceramic
KW  - Sintering
KW  - Non-oxide ceramics
Y1  - 2006
U6  - http://nbn-resolving.de/urn/resolver.pl?urn:nbn:de:bvb:20-opus-26213
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TY  - THES
A1  - Dannert, Christian Alexander
T1  - Untersuchungen zum Sinterverhalten von Porzellan
T1  - Investigations on the sintering behaviour of porcelain
N2  - Unter ökonomischen und ökologischen Zwängen geht der Trend in der Porzellanherstellung dahin, den Brennprozess immer weiter zu beschleunigen und damit die Brenndauer zu verkürzen. Die Aufheizrate beim Brand wird dazu zunehmend erhöht. In der Folge treten, durch fehlende Standfestigkeit des sinternden Scherbens bedingt, bleibende Verformungen auf. Außerdem führen große Dichtegradienten im Scherben zu Rissen, die sich beim Brand nicht mehr schließen. Eine bessere Kenntnis der Sinterphänomene während des Brandes trägt zur Lösung dieser Probleme bei. Deshalb wurden in dieser Arbeit Methoden der Sinteranalyse auf Porzellan angewandt und erweitert: die Aufstellung eines Kinetic Field, die Untersuchung der Temperaturleitfähigkeit und die Analyse des Verformungsverhaltens beim Brand. Die Untersuchungen fanden in einer umgebauten und erweiterten Thermo- Optischen Meßanlage (TOM) statt. In dieser Meßanlage können gleichzeitig die Schwindung und die Temperaturleitfähigkeit in-situ während der Sinterung gemessen werden. Um die industriellen Brennbedingungen von Porzellan möglichst genau in den Labormaßstab zu übertragen, wurde die TOM um den Betrieb unter wasserdampfhaltiger Brennatmosphäre erweitert. Zur Untersuchung des Verformungsverhaltens von Porzellan während der Sinterung in der TOM wurde weiterhin ein Aufbau entwickelt, der besonders den optischen Gegebenheiten in der Meßeinrichtung Rechnung trägt. Während der Sinterung kann die Probe mit einer definierten Kraft belastet und die resultierende Verformung optisch gemessen werden. In Versuchsreihen zum Porzellanbrand, bei denen Aufheizraten, Maximaltemperaturen, Belastungen und Atmosphären verändert wurden, wurden gleichzeitig Schwindung und Temperaturleitfähigkeit gemessen. Aus den Schwindungsdaten der unbelasteten Sinterungen wurde ein Kinetic Field von Porzellan erstellt. Es zeigt die Sintergeschwindigkeit in Abhängigkeit von der Temperatur und der Aufheizrate. Das Kinetic Field erlaubt, die Sintervorgänge von Porzellan abhängig von den Brennparametern vorherzusagen. Es ist somit ein wichtiges Werkzeug zur Optimierung von Brennvorgängen, da es den Schritt von arbeits- und kostenintensiven "Trial and Error"-Versuchen zu materialangepaßten theoretischen Optimierungen ermöglicht. Mittels Finite-Differenzen-Verfahren wurden die Dichtegradienten im Porzellanscherben während des Brandes berechnet. Diese Berechnung konnte erstmals gekoppelt, unter Berücksichtigung sowohl der Wärmeleitfähigkeits- als auch der Dichteentwicklung, erfolgen. Dichtegradienten begünstigen die Ausbildung von Rissen beim Brand. Die Berechnung der Dichtegradienten kann auf jedes beliebige Brennregime angewandt werden. So kann im Vorfeld der industriellen Umsetzung ein Brennprogramm auf minimale Dichtegradienten und geringe Rißneigung während des Brandes optimiert werden. Aus Verformungsmessungen wurde die Standfestigkeit von Porzellan während des Brandes bestimmt. Sie beeinflußt wesentlich die Verformung des Scherbens während des Brandes. Auch hier kann durch wenige Versuche im Labor die Verformung von Porzellan während des industriellen Brandes vorhergesagt werden. Dadurch wird die Optimierung auf geringste Verformung möglich. Bei der Untersuchung der Sintergeschwindigkeit des untersuchten Porzellans fallen zwei charakteristische Maxima auf, die in den Temperaturbereichen auftreten, in denen die Dichtegradienten im Scherben stark ausgebildet sind und in denen auch die Standfestigkeit gering ist. Diese Erscheinungen werden mit Sinterphänomenen der Flüssigphasensinterung in Verbindung gebracht. Sie resultieren aus mehreren, teils gegeneinander wirkenden und sich überlagernden Sintervorgängen. Beim Brand unter industrieller, feuchter Brennatmosphäre treten die einzelnen Sinterphänomene unabhängig von der Aufheizrate immer bei der gleichen Temperatur auf. Dieses Verhalten ist sehr ungewöhnlich und wurde bisher noch nicht beobachtet. Es kann dadurch erklärt werden, daß die feuchte Atmosphäre die Viskosität der glasbildenden Schmelzphase im Werkstück stark erniedrigt und in der Folge Gleichgewichtsphänomene der Sinterung geschwindigkeitsbestimmend werden. Aus den gesammelten Erkenntnissen wurden Hinweise zur optimierten Brennführung beim Brand des hier untersuchten Porzellans formuliert. Ziel war es, Produkte ohne Verformungen und Risse mit dem kürzestmöglichen Brennzyklus zu erhalten. Dazu sollte die Aufheizung möglichst schnell erfolgen, so daß Bereiche niedriger Festigkeit schnell durchfahren werden. Die obere Grenze der Aufheizgeschwindigkeit wird durch Temperatur- und Dichtegradienten im Werkstück bestimmt, die zu mechanischen Spannungen und damit zu Rissen führen können. Dieses Verhalten konnte rechnerisch simuliert werden. In Verbindung mit neuen Ofentechnologien ist es möglich, die Dauer des Porzellanglattbrandes auf deutlich unter vier Stunden zu verringern.
N2  - With raising economic and ecologic demands, the firing process during the manufacturing of porcelain is speeded up more and more. Heating rates are increased and the total firing time is reduced. As a result, due to lack of stability, deformation of the sintering porcelain body occurs. Additionally, large density gradients initiate cracks in the porcelain body. Increased knowledge of the sintering phenomena during porcelain firing is needed to solve these problems. Therefore, methods of sintering analysis were applied to porcelain and extended when needed: the kinetic field, in-situ thermal diffusivity measurements and the analysis of deformation behaviour during the sintering process. All measurements were carried out in a Thermo-Optical Measurement Device (TOM). With this laboratory installation, shrinkage and thermal diffusivity of a sample can be determined simultaneously and in-situ during sintering. To precisely transfer the industrial manufacturing conditions of porcelain to the laboratory, the TOM was upgraded to work with industrial gas atmospheres containing water vapour. Furthermore, a measurement setup for in-situ determination of the deformation behaviour in the TOM was developed. The sample is loaded with a well-defined weight during sintering and the resulting deformation is measured optically. In laboratory trials, the firing process of porcelain was simulated using different heating rates, maximum temperatures, loads and gas atmospheres. Sample shrinkage and thermal diffusivity were measured concurrently. The shrinkage data of unloaded samples was used to develop the kinetic field of porcelain. The kinetic field shows the sintering velocity as a function of temperature and heating rate. It allows the prediction of the sintering activity of porcelain during the firing process depending on the sintering parameters. Therefore, the kinetic field is a valuable tool for the optimisation of firing processes, as it may replace labour-intensive trial and error¨experiments by a material-adapted theoretical optimisation. Finite difference calculations were used to determine the density gradients in a porcelain body during sintering. Density gradients favour the formation of cracks during sintering. The calculations were carried out in a coupled way, incorporating the changes of both thermal diffusivity and density during the sintering process. Finite difference calculations can be applied to any sintering regime and allow to optimise a sintering process for minimised density gradients and crack formation in the run-up to the industrial implementation. Using deformation measurements, the stability of loaded porcelain during sintering was examined. The stability considerably determines the deformation of the porcelain body during firing. Only a small number of laboratory experiments allow the prediction of the deformation behaviour during industrial firing and allow the optimisation of the firing process with respect to minimised deformation. The examination of the sintering velocity of porcelain revealed two characteristic maxima. They coincide with the two temperature ranges where strong density gradients occur in the porcelain body and the deformation resistance is low. This is associated with liquid phase sintering phenomena. The effects result from several sintering processes that partly superimpose themselves and partly act against each other. When sintering under industrial atmosphere that contains water vapour, the specific sintering phenomena occur, irrespective of the heating rate, at identical temperatures. This behaviour is unusual and has not been observed before. It is explained by assuming that the water vapour-containing atmosphere drastically lowers the viscosity of the liquid phase in the porcelain body. Consequently, equilibrium phenomena become dominant for the velocity of sintering. All results were combined to propose an optimised firing regime for the porcelain that was examined. The aim was to produce porcelain bodies without deformations or cracks with the shortest possible firing cycle. To reach this aim, the initial heating rate should be as high as possible, so that the zones of small deformation resistance are quickly passed. The upper boundary of the initial heating rate is set by the developing temperature and density gradients, that induce mechanical strains and therefore cracks in the porcelain body. The whole complex behaviour was simulated. Together with new kiln technologies it is possible to reduce noticeably the firing time of porcelain to less than four hours.
KW  - Keramik
KW  - Porzellan
KW  - Sintern
KW  - Temperaturleitfähigkeit
KW  - Wärmeleitfähigkeit
KW  - Dilatometer
KW  - Gefüge
KW  - Gefügeentwicklung
KW  - Laser-Flash
KW  - Masterkurve
KW  - Kinetic field
KW  - Ceramics
KW  - porcellain
KW  - sintering
KW  - thermal conductivity
KW  - microstructure
Y1  - 2006
U6  - http://nbn-resolving.de/urn/resolver.pl?urn:nbn:de:bvb:20-opus-26283
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TY  - THES
A1  - Krüger, Reinhard
T1  - Pyrolyse- und Sinterverhalten Sol-Gel-abgeleiteter Al2O3-YAG-Fasern
T1  - Pyrolysis and Sintering Behavior of Sol–Gel-Derived Al2O3-YAG Fibers
N2  - Nichtwäßrige Sol-Gel-Vorstufen, die zu einem Mischgefüge aus Al2O3 und YAG führen (Volumenverhältnis 45 : 55), wurden zu Fasern versponnen, in unterschiedlichen Atmosphären pyrolysiert und abschließend gesintert. Die strukturelle Ent-wicklung während der Pyrolyse der Gel-Fasern wurde in Abhängigkeit von Pyrolysetemperatur (200-850 °C) und -atmosphäre beschrieben. Die Zusammenhänge zwischen den mittels der Pyrolyseparameter variierten amorphen Strukturen und dem daraus resultierenden Kristallisations- und Sinterverhalten sowie den mechanischen Fasereigenschaften wurden gezeigt. Die isotropen Gel-Fasern sind frei von Poren und weisen lokal regelmäßig angeordnete, organische Domänen mit mittleren Abständen von 2 nm innerhalb des anorganischen Matrixgerüsts auf. Während der Pyrolyse auftretende Strukturveränderungen hängen stark von der Atmosphäre und der Temperatur ab. In Luft- und Sauerstoffatmosphäre trat ab 600 °C innerhalb der Fasern lokal eine Kristallisation von YAG und Korund in Form kugeliger Bereiche auf, die zum Bruch der Fasern bereits während der Pyrolyse führten. Die Abgabe organischer Bestandteile erfolgte bei Pyrolyse in Stickstoff im wesentlichen zwischen 300 °C und 500 °C, blieb jedoch auch bei höheren Temperaturen unvollständig. In Wasserdampf-Atmosphäre kam es durch Hydrolysereaktionen zwischen 250 °C und 385 °C zu einer verbesserten Abgabe der organischen Bestandteile. Der Kohlenstoffgehalt sinkt bei 385 °C unter 2 Masse-%. Werden dem Wasserdampf saure Gase wie z.B. Stickoxide zugesetzt, wird um 200 °C die Hydrolyse und Abgabe der Organik zusätzlich verstärkt. Nach Pyrolyse in Stickstoff oder wasserhaltigen Atmosphären blieben die Fasern amorph. Bei Pyrolyse in Stickstoff war die Struktur der Fasern porenfrei, wobei die organischen Pyrolysatreste wie in den Gel-Fasern als regelmäßig angeordnete, isolierte Bereiche innerhalb einer anorganischen Matrix vorlagen. In Wasserdampf bildete sich ab 250 °C aus den organischen Domänen eine geordnete Porenstruktur, die sich mit ansteigender Temperatur vergröberte. Auch in der aus verdampfter Salpetersäure erzeugten Atmosphäre bildeten sich Poren. Die Porendurchmesser und spezifischen Oberflächen der Fasern blieben jedoch geringer als in reinem Wasserdampf. In dem anorganischen Matrixgerüst änderten sich durch die Pyrolyse die Koordinationsverhältnisse der Al-Ionen. Ausgehend von der mehrheitlich 6-fachen Koordination in den Gel-Fasern kam es zunehmend zur Umlagerung in die 4- und 5-fache Koordination. Bei Pyrolyse in reinem Wasserdampf war diese Koordinationsveränderung deutlich schwächer ausgeprägt als in Stickstoff oder der Atmosphäre aus verdampfter Salpetersäure. Während der Sinterung treten intermediär gamma-Al2O3 und hexagonales YAlO3 als metastabile Phasen vor der Kristallisation von YAG auf. Mit der Kristallisation von Korund schließt die Phasenbildung der Al2O3-YAG-Fasern je nach vorangegangener Pyrolysebehandlung zwischen 1275 °C und 1315 °C ab. Die Abweichungen in der Kristallisationstemperatur bzw. Keimbildungsdichte von Korund und im Sinterverhalten ließen sich auf die Unterschiede in den amorphen Strukturen der pyrolysierten Fasern zurückführen. Hohe Anteile 6-fach koordinierter Al-Ionen und eine zu hohen spezifischen Oberflächen führende, feine Porosität erwiesen sich als günstige Strukturmerkmale für pyrolysierte Fasern. Die dabei entstandenen feinkörnigen, homogenen Gefüge konnten dicht gesintert werden und hatten die höchsten Festigkeiten und E-Moduln. Kohlenstoffgehalte bis zu 2 Masse-% wirkten sich in den offenporigen Zwischenprodukten nicht negativ auf das Sinterverhalten aus. In dieser Arbeit wurde gezeigt, daß die Kristallisation der Sol-Gel-abgeleiteten Fasern und damit auch die Ausbildung der keramischen Gefüge in entscheidendem Maße von den Pyrolysebedingungen abhängen. Bei einheitlicher Synthese der Gel-Fasern lassen sich durch die Pyrolysebehandlung unterschiedliche Strukturen in den amorphen Zwischenprodukten einstellen, die durch ihre spezifisches Kristallisations- und Sinterverhalten zu unterschiedlichen keramischen Gefügen in den Fasern führen. Die Optimierung der Gefüge vorstufenabgeleiteter Keramiken durch Zusatz von Keimen ("Seeding") ist seit längerem bekannt. In Ergänzung dazu bietet die gezielte Wahl der Pyrolysebedingungen eine weitere Möglichkeit zur Steuerung der Gefügeausbildung in Sol-Gel-Keramiken.
N2  - Ceramic fibers of Al2O3-YAG composition (volume ratio 45 : 55) were prepared by spinning non-aqueous sol-gel precursors to fibers which were then pyrolyzed in various atmospheres and finally sintered. Structural development of the gel fibers upon pyrolysis at temperatures between 200 °C and 850 °C was described for different atmospheres. Variation of pyrolysis conditions lead to different amorphous structures. A correlation between the amorphous structures and their crystallization and sintering behavior as well as mechanical fiber properties could be established. The gel fibers have an isotropic, pore-free structure which is characterized by an inorganic matrix that contains organic domains in a locally ordered arrangement with mean distances of 2 nm. Alteration of this structure strongly depends on the type of atmosphere and temperature during pyrolysis. In air and oxygen above 600 °C local, spherulitic crystallization of YAG and corundum occurs within the fibers and leads to fracture of the fibers. In nitrogen, organic constituents are mainly removed between 300 and 500 °C, but residues remain even at higher temperatures. Water vapor hydrolyses organic constituents and enhances their release at 200-385 °C. Thus carbon contents drops below 2 wt.-% at 385 °C. Additional acceleration of hydrolysis at ~200 °C can be achieved by addition of acidic gases like nitric oxide to the moist atmosphere. The structure of fibers pyrolysed in nitrogen or moist atmospheres remains amorphous. After pyrolysis in nitrogen the fibers are pore-free and the organic residues still appear as locally ordered domains within an inorganic matrix. In water vapor from 250 °C on, the release of organics leads to the formation of ordered micropores that coarsen with further increasing temperature. In the atmosphere of evaporated nitric acid, pores form too, but pore sizes and specific surface areas of the fibers are lower than in pure water vapor. The coordination of Al-ions in the inorganic network is altered by pyrolysis. Gel fibers mainly contain 6-fold coordinated Al-ions. With increasing temperature a rearrangement of part of the octahedrally coordinated Al-ions to 4- and 5-fold coordination was observed. While this rearrangement was only weakly pronounced for fibers pyrolysed in water vapor, in nitrogen or the atmosphere that was derived from evaporated nitric acid a significantly higher proportion of 6-fold coordinated Al-ions rearranged to lower coordination numbers. During the sintering process gamma-Al2O3 and hexagonal YAlO3 are formed as intermediate metastable phases prior to the crystallization of YAG. Formation of crystalline phases in the Al2O3-YAG fibers completes with the crystallization of corundum at 1275 to 1315 °C depending on pyrolysis conditions. Differences in crystallization temperature and nucleation density of corundum were put down the structural features of pyrolysed, amorphous fibers. A high proportion of 6-fold coordinated Al-ions and a high specific surface caused by fine pores revealed as favorable characteristics of low corundum crystallization temperature and high nucleation density. Such fibers could be fully densified resulting in the highest strength and Young's moduli in the ceramic fibers. Carbon contents up to 2 wt.-% were not deleterious to the densification of pyrolysed fibers with an open porous structure. The results presented in this study show that crystallization and microstructural evolution of sol-gel derived ceramic fibers critically depend on pyrolysis conditions. Different amorphous structures that lead to altered ceramic microstructures can be obtained from uniformly synthesized gel fibers by variation of pyrolysis conditions. Seeding is a well known process for the microstructural optimization of precursor derived ceramics. As a supplement the choice of suitable pyrolysis conditions is a further tool for the microstructure control in sol-gel ceramics.
KW  - Keramikfaser
KW  - Sol-Gel-Verfahren
KW  - Pyrolyse
KW  - Kristallisation
KW  - Sintern
KW  - Mechanische Eigenschaft
KW  - Korund
KW  - YAG
KW  - Mikrostruktur
KW  - Pyrolyse
KW  - Struktur
KW  - Sol-Gel
KW  - Faser
KW  - Al2O3
KW  - pyrolysis
KW  - structure
KW  - sol-gel
KW  - fiber
KW  - Al2O3
Y1  - 2002
U6  - http://nbn-resolving.de/urn/resolver.pl?urn:nbn:de:bvb:20-opus-6827
ER  -