Strukturuntersuchungen und Optimierungen von Korund-Keramikfasern

Abstract

Die Strukturuntersuchungen der polykristallinen Korund-Keramikfasern ergeben, dass die selbst hergestellten Korund-Keramikfasern eine Korund-Kristallstruktur aufweisen. Die Sinteradditive sind homogen in der Korund-Phase verteilt. Abhängig vom Brennprozess und der Menge an Sinteradditiven haben die untersuchten Korund-Keramikfasern Korngrößen zwischen 150 nm und 600 nm. Untersuchungen zum Einfluss der Prozessparameter im Brennprozess zeigen, dass die verschiedenen Parameter die mikrostrukturelle Entwicklung der Korund-Keramikfaser mit SiO2 und MgO unterschiedlich stark beeinflussen. Haltetemperaturen und Haltezeiten im Bereich der Bildung des metastabilen Aluminiumoxides beeinflussen die mikrostrukturelle Entwicklung der Korund-Keramikfaser mit SiO2 und MgO stark. Die Untersuchungen zeigen, dass eine thermische Vorbehandlung von 10 min bei 850°C eine optimale mikrostrukturelle Entwicklung induziert, die bei entsprechendem Sinterprozess zu den besten Festigkeiten der Korund-Keramikfaser mit SiO2 und MgO führt. Neben der thermischen Vorbehandlung im Bereich der Aluminiumoxid-Bildung hat die Sintertemperatur einen großen Einfluss auf die mikrostrukturelle Entwicklung und die Festigkeit der Korund-Keramikfaser mit SiO2 und MgO. Die Sintertemperatur beeinflusst nicht nur die Korngröße der Korund-Keramikfaser mit SiO2 und MgO, sondern auch das Gefüge. Aufgrund der Einflüsse von Sintertemperatur und thermischer Vorbehandlung auf die mikrostrukturelle Entwicklung der Korund-Keramikfaser mit SiO2 und MgO kann eine maximale Festigkeit bei Raumtemperatur mit 2100 ± 200 MPa bei einer thermischen Vorbehandlung von 10 min bei 850°C und einer Sintertemperatur von 1375°C erreicht werden. Neben der Optimierung der Korund-Keramikfaser mit SiO2 und MgO durch den Brennprozess wurden Untersuchungen zum Zusatz von verschiedenen Mengen an Silicium und Magnesium als Sinteradditive durchgeführt. Diese Untersuchungen zeigen, dass Sinteradditive die Mikrostruktur und die daraus resultierenden Fasereigenschaften beeinflussen. Bei gleichem Herstellungsprozess der Korund-Keramikfaser haben Si-arme und Korund-Keramikfasern mit MgO deutlich größere Körner als hochreine und Korund-Keramikfasern mit SiO2 und MgO. Die Kornmorphologie wird ebenfalls durch die Sinteradditive beeinflusst. Im hochreinen Korund sind die Körner globular und stark facettiert, die anderen Korund-Typen haben weniger symmetrisch geformte Körner. Auch das thermische Verhalten und die Entwicklung der Porosität der Korund-Keramikfaser werden durch die Sinter-additive verändert. Wie in der Literatur beschrieben, nimmt die Porosität der Korund-Keramikfasern mit steigender Menge an Silicium zu und mit steigender Menge an Magnesium ab. Die großen Unterschiede in der Mikrostruktur machen sich auch in den Fasereigenschaften bemerkbar. Da für die Anwendung von Korund-Keramikfasern in keramischen Verbund-werkstoffen nicht nur die Festigkeit bei Raumtemperatur ausschlaggebend für deren Eignung als Faserverstärkung ist, sondern auch ihr Hochtemperatur-verhalten, wurden Untersuchungen zum Kornwachstum und Hochtemperatur-kriechverhalten durchgeführt. Auslagerungen bis zu 100 h bei 1200°C zeigen, dass die Fasern der verschiedenen Korund-Typen bei dieser Temperatur eine stabile Mikrostruktur haben. Als Vergleich wurde bei diesen Auslagerungsversuchen ebenfalls die Faser Nextel 610 untersucht, da diese Faser in CMCs Anwendung findet und ihr Hochtemperaturverhalten sie bis zu einer Temperatur von 1000°C einsatzfähig macht. Die Untersuchungen zum Kriechverhalten bei 1000°C ergeben, dass die Kriechraten der untersuchten Korund-Keramikfasern abhängig von der chemischen Zusammensetzung der Faser sind. Die Korund-Keramikfaser mit MgO zeigt ein ähnliches Kriechverhalten wie die Faser Nextel 610, wohingegen die hochreine Korund-Keramikfaser und die Korund-Keramikfaser mit SiO2 und MgO geringere Kriechraten bei gleicher Belastung aufweisen. Die Si-arme Korund-Keramikfaser konnte nicht auf ihr Kriechverhalten untersucht werden. Ein Einfluss der Mikrostruktur auf das Kriechverhalten konnte nicht festgestellt werden, da die Korngrößen aller untersuchten Fasern im Bereich des GBS (Grain Boundary Sliding) Mechanismus des Kriechens liegen und im Vergleich zu den Sinteradditiven einen geringen Einfluss auf das Kriechverhalten haben. Die Untersuchungen zur Optimierung von Korund-Keramikfasern zeigen, dass sowohl durch den Brennprozess als auch durch den Zusatz von Sinteradditiven die Mikrostruktur und das Hochtemperaturverhalten der Korund-Keramikfasern beeinflusst werden kann. Aufgrund der Untersuchungen zum Hochtemperatur-verhalten zeigt sich, dass alle untersuchten Fasern bei 1000°C eingesetzt werden können, da bei dieser Temperatur kaum oder kein Kornwachstum auftritt und das Kriechverhalten ähnlich oder besser als das der bereits in CMCs eingesetzten Faser Nextel 610 ist.

Structural investigations of self-manufactured polycrystalline α-alumina ceramic fibers show that fibers with different amounts of silicon and magnesium doping have a single crystalline phase (α-alumina). Dependant on the firing process und the amount of doping grain sizes lay between 150 nm and 600 nm. The investigation about the influence of different parameters in the firing process of α-alumina ceramic fibers with SiO2 and MgO shows that their influence on microstructural evolution is quite different. The holding temperature and the hold time in the range of the formation of metastable alumina have a strong influence on the microstructural evolution of α-alumina ceramic fibers with SiO2 and MgO. The variation of different holding temperatures and hold times shows that a thermal pretreatment of 10 min at 850°C induces an optimal microstructural evolution which leads to the best tensile strengths of the α-alumina ceramic fibers with SiO2 and MgO. Besides the thermal pretreatment the sintering temperature is another important factor for the microstructural evolution and tensile strength of the α-alumina ceramic fibers with SiO2 and MgO. Due to the influence of the sintering temperature and the thermal pretreatment on the microstructural evolution of α-alumina ceramic fiber with SiO2 and MgO a maximal tensile strength at room temperature with 2100 ± 200 MPa can be achieved. To reach these values the thermal pretreatment has to be 10 min at 850°C and the sintering temperature has to be 1375°C. Besides optimization of α-alumina ceramic fibers with SiO2 and MgO through the firing process, investigations on doping with different amounts of silicon and magnesium were made. This shows that doping influences the microstructure and properties of α-alumina ceramic fibers. Manufactured via the same firing process Si-poor (94 ppm) and α-alumina ceramic fibers with MgO have a considerable larger grain size than ultrapure and α-alumina ceramic fibers with SiO2 and MgO. This is because different amounts of dopants influence the mobility of grain boundary by affecting the diffusion velocity of Al3+-cations. The grain morphology is also affected by doping. In ultrapure α-alumina the grain shape is globular and facetted. The other α-alumina types have more unsymmetrical shaped grains. Furthermore thermal behavior and evolution of porosity of α-alumina ceramic fiber is influenced by doping. With increasing amounts of silicon porosity rises and with increasing amounts of magnesium porosity decreases as it is described in literature. By far the largest tensile strengths possess α-alumina ceramic fibers with SiO2 and MgO. Manufactured the same way their tensile strengths are 200 MPa or more higher than the tensile strengths of the other α-alumina types. Not only the tensile strengths at room temperature are important for the application of α-alumina ceramic fibers in ceramic matrix composites. It is also essential to know their high temperature behavior. In order to evaluate whether or not the manufactured α-alumina ceramic fibers can be used as reinforcement in CMCs their high temperature behavior was investigated. Therefore, investigations on high temperature grain growth and high temperature creep behavior were performed. At 1200°C all investigated fibers show a stable microstructure which is accompanied by no loss in room temperature tensile strength. As comparison the fiber Nextel 610 (3M) was treated the same way since this fiber is already used as reinforcement in CMCs up to 1000°C. The investigation of the creep behavior at 1000°C shows that the creep rate of α-alumina ceramic fibers is dependent on the chemical composition. The α-alumina ceramic fiber with MgO has a similar creep behavior as the fiber Nextel 610. Ultrapure and α-alumina ceramic fibers with SiO2 and MgO exhibit a lower creep rate at the same strain. The creep behavior of Si-poor α-alumina ceramic fibers could not be measured, because of technical problems. It is expected that their creep rate is similar to ultrapure or even better. No influence of microstructure on the creep behavior was observed. The reason is that all grain sizes of the investigated fibers were in the region of grain boundary sliding mechanism and have little influence in comparison to doping. Investigations on optimization of α-alumina ceramic fibers show that firing process and doping influences microstructural evolution and high temperature behavior of α-alumina ceramic fibers. High temperature behavior examinations suggest that all manufactured fibers can be used as reinforcement in CMCs at temperatures up to 1000°C because they show little or no grain growth and creep behavior. This is comparable to the commercial fiber Nextel 610 which is used as reinforcement in CMCs at this temperature.