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Es wurden Elemente zusammengetragen, die für die Prognose der Deckenschwingungen von Bedeutung sind. Das umfasst Formeln für die Deckeneigenfrequenzen, Rechenergebnisse zu einfachen und mehrfeldrigen Decken sowie vielfältige Messerfahrungen.
Die Berechnungen zeigen die verschiedenen Einflüsse auf die Deckeneigenfrequenzen. Die Eigenfrequenzen berechnen sich aus den Abmessungen, dem Material und den Auflagerbedingungen der Decken. Es wurde auch der Einfluss von Unterzügen und von auskragenden Rändern untersucht. Bei Mehrfelddecken stellt man eine Häufung von Eigenfrequenzen in Frequenzbändern fest. Solche Fälle sollten sinnvollerweise nur mit Mittelwertaussagen erfasst werden. Die Berechnung einiger Gesamtgebäudemodelle führt zu vielfältigen Schwingantworten der verschiedenen Gebäudeteile, die ebenfalls Mittelungsgesetze notwendig erscheinen lassen. Die Nachgiebigkeit der Wände und Stützen führt zu einer Verringerung der rotatorischen und vertikalen Auflagersteifigkeit und damit der Deckeneigenfrequenzen. Die Festlegung der Eigenfrequenzen allein aus den Eigenschaften eines Deckenfeldes erscheint deshalb als nicht vernünftig. Es werden Mittelungsgesetze genannt und entwickelt, neben Mittelungsgesetzen für das Gesamtgebäude insbesondere eine Mittelung für die Berücksichtigung verschiedener Decken in einem Gebäude.
Wesentliche Erkenntnisse werden aus den Messergebnissen gewonnen. Es wurden 18 Gebäude und insgesamt 55 Decken untersucht. Die Deckeneigenfrequenzen liegen zwischen 5 und 50 Hz. Es wurden empirische Formeln für die Eigenfrequenzen in Abhängigkeit von der Deckenfläche getrennt für Holz- und Stein/Betondecken aufgestellt.
Ein weiterer wichtiger experimenteller Befund ist die Dämpfung der Decken, die im Bereich 1 % < D < 5 % ermittelt wurde. Dieser Dämpfungsbereich sollte für die Erschütterungsprognosen verwendet werden, wobei für eine konservative Prognose ein geringer Dämpfungswert einzusetzen wäre. Schließlich wurden Resonanzüberhöhungen der Decken gegenüber den Freifeldamplituden des Bodens gemessen. Mit diesen Messergebnissen kann dann das fertige Prognosemodell abgeglichen werden.
Somit sind ausreichend Erkenntnisse über das Deckenverhalten zusammengetragen, die in das Prognosemodell für das gesamte Gebäude eingebaut werden können.
An extensive comparison between the conventional Vickers hardness at 500 mN and indentation hardness measured with Vickers indenters at 500 mN is presented for up to 20 different materials and for three different instruments. Additionally, the indentation modulus is compared to Young’s modulus, which was measured with alternative methods or taken from the literature. It is shown that the agreement between the results from depth-sensing indentation and the reference values can be improved by additional corrections, for the calculation of the indentation area. With corrections the mean hardness difference to the Vickers hardness reference as average of all investigated materials can be reduced to about 10 % although disturbing pile-up or sink-in effects can still not be considered. For the modulus, the mean difference was only about 6 %.
Faserverbundwerkstoffe werden verstärkt in Leichtbaustrukturen wie Flugzeugen, Windkraftanlagen, Automobilen oder Schienenfahrzeugen eingesetzt. Da diese neuen Werkstoffe immer mehr an Bedeutung gewinnen, sind für ihren sicheren Einsatz Kenntnisse über die Lebensdauer unter verschiedenen äußeren Bedingungen erforderlich. Die BAM erarbeitet Prüfverfahren zur Bewertung der Zuverlässigkeit und des Langzeitverhaltens, zur Charakterisierung der mechanischen Eigenschaften und zur Bewertung von Schädigungen.
Composite fibre materials are increasingly being used in lightweight structures such as aeroplanes, wind turbines, automobiles or railway vehicles. Since these new materials are gaining in importance, knowledge about their service life under various external conditions is necessary for their safe use. BAM is developing test methods for assessing their reliability and long-term behaviour, characterisation of their mechanical characteristics and damage assessment.
Im Zusammenhang mit dem Ausstiegsbeschluss der Bundesregierung zur Nutzung
der Kernenergie und der zugehörigen Vereinbarung mit den Energieversorgungsunternehmen
vom 11. Juni 2001 wurde auch die Beschränkung der Entsorgung auf die
direkte Endlagerung bestrahlter Brennelemente sowie die Verpflichtung zur Errichtung
und Nutzung von dezentralen Zwischenlagern an den Kraftwerksstandorten
vereinbart. Dieser Verpflichtung wurde mit der Beantragung und Genehmigung von
insgesamt 12 Standortzwischenlagern bis Ende 2003 sowie vorlaufend 4 sog. Interimslagern
entsprochen. Darüber hinaus bestehen weiterhin die bereits genehmigten
zentralen Zwischenlager in Ahaus und Gorleben sowie das AVR-Behälterlager Jülich
und das Zwischenlager Nord (ZLN) in Lubmin bei Greifswald.
Die Zwischenlagerung bestrahlter Brennelemente und hochradioaktiver Abfälle aus
der Wiederaufarbeitung erfolgt in Deutschland in Transport- und Lagerbehältern.
Diese Behälter verfügen einerseits als Transportbehälter über eine verkehrsrechtliche
Zulassung des Bundesamtes für Strahlenschutz (BfS) auf der Grundlage einer
umfassenden Bauartprüfung durch die BAM gemäß den Vorgaben des Gefahrgutrechts
auf der Basis der Internationalen IAEA-Regulations. Andererseits ist die Zwischenlagerung
dieser Behälter in den o. g. Zwischenlagern auf der Grundlage des
Atomgesetzes (AtG) vom BfS gesondert genehmigt.
Voraussetzung für die Annahme und Einlagerung der beladenen Behälter in ein Zwischenlager
ist u.a. die Einhaltung zahlreicher technischer Anforderungen an die Qualität, die Eigenschaften und den Zustand der Behälter und deren Inventar. Diese
Anforderungen sind in den jeweiligen lagerspezifischen „Technischen Annahmebedingungen“
festgeschrieben. Sie reichen von den Nachweisen über die ordnungsgemäße
Herstellung jedes einzelnen Behälters einschließlich aller seiner Komponenten
bis hin zu den Abfertigungsvorschriften zur Montage der Deckel-Dichtsysteme nach
der Behälterbeladung im KKW.
Alloy 59 (NiCr23Mo16Al) with a lot of chromium, molybdenum and nickel possesses excellent resistance not only to reducing but also oxidizing chemicals. Both the Nickel alloy 59 and the superaustenitic steel alloy 31 have already been used as shell materials for tank vehicles or tank containers. Use of these alloys allows the transport of a signifi-cantly more wider variety of chemicals and, especially, waste mixtures than the use of common aus-tenitic steels. Another advantage is the extension of test intervals of for transport tanks. In Germany the 'BAM-List – Requirements for Tanks for the Transport of Dangerous Goods' is the basis for substance-related prototype approvals for tank containers designed for the carriage of dangerous goods issued by the Federal Institute for Materials Research and Testing (BAM). Com-patibility evaluations of selected metallic material groups as well as polymeric gasket and lining materials under the influence of approximately 7000 dangerous goods and water-polluting sub-stances are published in the BAM-List. Alloy 59 belongs to the group of metallic materials in the BAM-List. Due to the large number of dangerous goods in the BAM-List BAM, IKS Dresden and ThyssenKrupp VDM performed a comprehensive corrosion test programme with welded specimens of the nickel alloy 59 and the superaustenitic steels alloy 926 and alloy 31 in the period 2002 - 2010. Especially In particular alloy 59 and alloy 31 were exposed to a large number of corrosive sub-stances such as various mixtures of both nitric acid/sulphuric acid and nitric acid/phosphoric acid at 55 °C. Other corrosive test substances were different organic and inorganic halogenides, peroxyace-tic acid and molten substances. In the case of molten chemicals such as monochloroacetic acid the test temperature was increased to more than 100 °C. The test results presented in this paper are al-ready included in the 10th edition of the BAM-List and, therefore, available to the customer.
Efficient formation of difluoramino (NF2) groups within the polymer matrix upon exposure of polyamides (PA6 and PA12) to elemental fluorine is reported. The reaction was assessed on bulk and thin-film samples by means of RA-FTIR (reflection–absorption FTIR), XPS (X-ray photoelectron spectroscopy), and NMR (nuclear magnetic resonance) techniques. Direct fluorination causes cleavage of the amide C–N bond and concomitant formation of the NF2 chain-end functionalities as evident from an exceptionally large shift (+5 eV) of the N 1s binding energy and an increase of the v(CO) frequency by about 80 cm-1. The structural model is supported by the 19F NMR spectra of volatile reaction products that clearly reveal the presence of the NF2 group.
Vorsorgearbeit
(2005)
It has been successfully demonstrated that ceramic materials can be joined in the green
state without a second phase by using low pressure injection molded parts. The investigation of the
joining interface revealed that a high quality interface can be achieved by carefully adjusting the
different manufacturing steps. The use of monomodal particle size distribution in the used powder
CT3000SG is inferior to a broader particle size distribution obtained by replacing 33% of the finer
alumina powder by coarser CT1200SG. In this way the dewaxing process is significantly improved
when the wall thickness of the part exceeds 3 mm. The investigation of the mechanical properties of
the joined and sintered parts revealed, that the bending strength of the joined specimens achieved
about 80 % of the unjoined, monolithic specimens.
A material family to replace the current superalloys in aeronautical gas turbine engines is
considered to be that of gamma Titanium Aluminide (γ-TiAl) alloys. Structural components in
aeronautical gas turbine engines typically experience large variations in temperatures and multiaxial
states of stress under non-isothermal conditions. The uniaxial, torsional and bi-axial thermomechanical
fatigue (TMF) behaviour of this γ-TiAl alloy have been examined at 400 800°C with
strain amplitudes from 0.15% to 0.7%. The tests were conducted at both in-phase (IP) and out-ofphase
(OP). The effects of TMF on the microstructure were also investigated. For the same
equivalent mechanical strain amplitude uniaxial IP tests showed significantly longer lifetimes than
pure torsional TMF tests. The non-proportional multiaxial OP test showed the lowest lifetimes at
the same equivalent mechanical strain amplitude compared to the other types of tests.
The sintering of Low Temperature Co-fired Ceramics prepared from alumoborosilicate
glass- and Al2O3 powders of similar small particle size was studied by dilatometry, heating microscopy,
microstructure analysis, glass- and effective viscosity measurements. The steric effect of
Al3O3 inclusions was studied using a gnon-reactiveh model composite. With increasing Al3O3 volume
fraction (Φ ≤ 0.45), sintering decelerates and its final stage shifts to higher temperature. The
attainable shrinkage is reduced as Al2O3 particle clusters bearing residual pores become more frequent.
The kinetics of sintering could be described formally superposing the weighed contributions
of differentially sized and randomly composed glass-crystal particle clusters and assuming a sintering
rate controlled by the effective matrix viscosity, which increases with Φ and with progressive
wetting of Al2O3 particles during densification. The "reactive" model composite shows significant
dissolution of Al2O3 into the glass, which has two opposed effects on sintering: reducing Φ and increasing
glass viscosity. For the present case (Φ = 0.25), the latter effect dominates and sintering is
retarded by Al2O3 dissolution. Crystallization of wollastonite starts after full densification. Dissolution
of Al2O3 was found to promote the subsequent growth of anorthite.
Green compacts of ceramics, glass ceramic composites and sinter glass ceramics contain
different amounts of organic materials added as pressing aids or binders. Before sintering, these
organics have to burn out completely. In oxidising atmospheres, the debindering process is mostly
exothermic and therefore difficult to control. This uncontrolled heat production due to locally enhanced
debindering and respective gas release may cause damages in the green compact microstructure.
Therefore, debindering is usually operated with very low heating rates (< 3 K/min) which requires
long processing times of many hours. In this paper, we will show that it is possible to reduce
the processing time for debindering dramatically by using the decomposition rate of the organic
binder, detected by the weight loss of the sample, as a control factor of the furnace.
High-power optical multimode fibers are essential components for materials processing
and surgery and can limit the reliability of expensive systems due to breakdown at the end faces.
The breakdown threshold of fibers is determined by intrinsic materials properties and parameters of
the technology applied. The aim of this paper is the identification of technological parameters that
are crucial for the fiber quality.
Fibers were drawn from preforms of Heraeus SWU with core material F300 and a low amount of
OH-. Both, the cladding (fluorine doped SiO2) to core diameter ratio (CCDR) and the drawing speed
were varied. CCDR values between 1.05 and 1.4 were used. Afterwards, the laser-induced damage
thresholds (LIDT) of the fibers were determined. For comparison, also samples from preforms,
which underwent different thermal treatments above the transition temperature, were tested with
respect to their damage resistivity. Single and multi pulse LIDT measurements were done in
accordance with the relevant ISO standards. Nd:YAG laser pulses with durations of 15 ns (1064 nm
wavelength) and 8.5 ns (532 nm) at a repetition rate of 10 Hz were utilized. For the fibers, LIDT
values (1-on-1, 1064 nm and 532 nm) increased with growing CCDR and with decreasing drawing
velocities.
Metallosupramolecular coordination polyelectrolytes (MEPEs) based on rigid and flexible ditopic bis-terpyridine ligands and Fe(II) ions are investigated by Mössbauer spectroscopy. We demonstrate the influence of mechanical stress induced by grinding on the structure of MEPE as well as the ability of MEPE to self-repair through recrystallisation.
Obwohl Wasserstoff omnipräsent ist, ist seine Analytik anspruchsvoll und es stehen nur wenige analytische Verfahren zur Auswahl. Unter diesen nimmt die auf einer Kernreaktion von Wasserstoff und Stickstoff basierende N-15-Methode einen herausragenden Platz ein. Sie liefert eine ortsaufgelöste Wasserstoffkonzentration bis in den ppm-Bereich in oberflächennahen Schichten (kleiner 2 µm).
Gegenstand der Arbeit sind die Darstellung der Theorie der N-15-Kernreaktionsanalyse (NRA), des experimentellen Aufbaus des entsprechenden Strahlrohrs am Ionenbeschleuniger der BAM und der Auswertung der Messergebnisse. Ziel ist die erstmalige Charakterisierung eines Referenzmaterials für die H-Analytik auf Basis von amorphen Silizium (aSi) auf einem Si[100]-Substrat.
International wird von den metrologischen Instituten NIST [REE90] und IRMM [VAN87] je ein Referenzmaterial für die Heißextraktion in Form von Titanplättchen angeboten. Diese sind aber für die oberflächennahen Verfahren (NRA, ERDA, GDOES, SIMS) nicht nutzbar, da die oberflächennahe Konzentration von Wasserstoff in Titan nicht konstant ist. Die Homogenität der mittels CVD abgeschiedenen aSi:H-Schichten wurde untersucht. Dazu wurden pro Substrat für ca. 30 Proben die Wasserstofftiefenprofile gemessen, mittels eines innerhalb der Arbeit entstandenen Programms entfaltet und der statischen Auswertung unterzogen. Das Ergebnis waren Mittelwert und Standardabweichung der Wasserstoffkonzentration, sowie ein Schätzer für den Beitrag der Inhomogenität zur Meßunsicherheit.
Die Stabilität des potentiellen Referenzmaterials wurde durch die Konstanz der Ergebnisse von Wiederholtungsmessungen der Wasserstoffkonzentrtion während der Applikation einer hohen Dosis von N-15 Ionen bewiesen. In einem internationalen Ringversuch wurde die Rückführbarkeit der Messergebnisse nachgewiesen. Teilnehmer waren 13 Labore aus 7 Ländern. Eingesetzt wurden N-15 und F-19 NRA, ERDA und SIMS. Besonderer Beachtung wurde der Bestimmung der Messunsicherheiten gewidmet.
Für die Charakterisierung der aSi:H-Schichten wurden neben der NRA die Weißlichtinterferometrie, Ellipsometrie, Profilometrie und Röngenreflektometrie, sowie die IR- und Ramanspektroskopie genutzt. Die Stöchiometrie des eingesetzten Standardmaterials Kapton wurde mittels NMR-Spekroskopie und CHN-Analyse überprüft.
The load-independent Vickers hardness (HV) of the individual phases in a non-reacted Nb3Sn
wire has been measured and the yield strength (YS) of the individual components estimated
from the HV values. The YS and tensile strength (Rm) of the composite wire are calculated
according the rule of mixtures (ROM). Calculated tensile properties are compared with tensile
test results that were obtained for the entire composite wire, for the wire after removal of the
Cu stabiliser and for single Nb-7.5wt.%Ta fibres.
Hydrogen-assisted cracking (HAC) or hydrogen embrittlement (HE) are the most commonly used terms to describe a time-dependant failure process, characterized by mechanical properties degradation, mainly ductility reduction, and a change in the fracture mode. With almost no direct techniques for observing atomic-scale events at crack tips in bulk specimens, HE/HAC mechanisms are deduced mainly from fractography, microscopic investigation of microstructure changes, surface-science observations, and atomistic or continuum modeling. This paper addresses to HE/HAC mechanisms into two different systems; hydride-forming and non-hydride forming materials. As a representative example of the hydride-forming systems, the discussion focuses on the hydrogen-induced second phase formation (e.g. hydrides) phenomena in titanium based alloys. Due to the large differences in the behavior of hydrogen in α and β phases of titanium, the susceptibility of titanium-based alloys to the various forms and conditions of hydrogen embrittlement can vary markedly. The microstructural changes and hydrogen-induced second phase formation due to exposure at various charging conditions, as well as the difference in hydrogen absorption/desorption behavior as a function of the prior microstructure of titanium alloys, are highlighted. In non-hydride forming materials, where as representative examples stainless steels are chosen, the paper concentrates on the qualitatively same phenomena of hydrogen-induced second phase embrittlement. The phase transitions related to hydrogen-induced cracking, the hydrogen related failure sequences and fracture modes in austenitic and supermartensitic stainless steels and a potential modeling of hydrogen-assisted cracking in these structural metallic materials are discussed.