DE10008686A1 - Verfahren zur Herstellung von faserverstärkten Siliziumcarbid-Verbundstoffen - Google Patents
Verfahren zur Herstellung von faserverstärkten Siliziumcarbid-VerbundstoffenInfo
- Publication number
- DE10008686A1 DE10008686A1 DE10008686A DE10008686A DE10008686A1 DE 10008686 A1 DE10008686 A1 DE 10008686A1 DE 10008686 A DE10008686 A DE 10008686A DE 10008686 A DE10008686 A DE 10008686A DE 10008686 A1 DE10008686 A1 DE 10008686A1
- Authority
- DE
- Germany
- Prior art keywords
- silicon
- resin
- fiber
- composite
- powder
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
- C04B35/56—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides
- C04B35/565—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on silicon carbide
- C04B35/573—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on silicon carbide obtained by reaction sintering or recrystallisation
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
- C04B35/56—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides
- C04B35/565—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on silicon carbide
- C04B35/571—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on silicon carbide obtained from Si-containing polymer precursors or organosilicon monomers
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/64—Burning or sintering processes
- C04B35/65—Reaction sintering of free metal- or free silicon-containing compositions
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/71—Ceramic products containing macroscopic reinforcing agents
- C04B35/78—Ceramic products containing macroscopic reinforcing agents containing non-metallic materials
- C04B35/80—Fibres, filaments, whiskers, platelets, or the like
Abstract
Es wird ein Verfahren zur Herstellung von faserverstärkten Siliziumcarbid-Verbundstoff beschrieben. Der erhaltene Verbundstoff weist eine hohe Zähigkeit auf, wobei Bündel von Verstärkungsfasern dicht mit einem glasigen Kohlenstoff, der aus einem Harz abgeleitet ist, abgedeckt sind, um eine Beeinträchtigung der Festigkeit zu vermeiden. Der Verbundstoff kann einfach auch in komplizierter Gestalt hergestellt werden. Der faserverstärkte Siliziumcarbid-Verbundstoff wird hergestellt durch Vorbereiten eines Faser-Prepregs, der ein pulverförmiges Silizium und ein Harz enthält, und durch Formen des Prepregs, um einen Grünling mit einer gewünschten Gestalt zu erhalten, oder durch Laminieren eines Faser-Prepregs, der ein Harz enthält, und eines gewebten Gewebestruktur-Prepregs, der ein pulverförmiges Silizium und ein Harz enthält, in abwechselnder Folge, und Formen des Laminats, um einen Grünling mit einer gewünschten Gestalt zu erhalten; Carbonisieren des Grünlings bei 900 DEG C bis 1350 DEG C in einer Inertatmosphäre; Imprägnieren des carbonisierten Körpers mit einem Harz; Brennen des imprägnierten Körpers erneut bei 900 DEG C bis 1350 DEG C in einer Inertatmosphäre; Durchführen des Harzimprägnierungs-Carbonisierungs-Vorgangs ein bis fünf Mal, Reaktionssintern des carbonisierten Verbundstoffes bei einer Temperatur von 1300 DEG C oder mehr in Vakuum oder in einer Inertatmosphäre, um offene Poren auszubilden, und schließlich Infiltrieren von geschmolzenem Silizium in den gesinterten Körper mit ...
Description
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur
Herstellung faserverstärkter Siliziumcarbid-Verbundstoffe.
Insbesondere bezieht sich die vorliegende Erfindung auf ein
Verfahren zur Herstellung faserverstärkter Siliziumcarbid-
Verbundstoffe, die für eine Vielzahl von Anwendungen geeignet
sind, die eine verbesserte Zähigkeit erfordern, wie Hoch
temperaturstrukturelemente für die Luft- und Raumfahrt,
Gasturbinenelemente, Fusionsreaktormaterialien, Ofenelemente,
Heizungsmaterialien und künstliche Knochen.
Siliziumcarbidkeramiken haben ein geringes Gewicht und weisen
bspw. hervorragende Hitze-, Abrasions- und Korrosionswider
standseigenschaften auf. In jüngerer Zeit kommen sie in großem
Maße zum Einsatz bspw. als hochtemperaturkorrosionsresistente
Elemente, Heizungselemente, abrasionsresistente Elemente sowie
als Abrasive und Schleifsteine. Derartige Siliziumcarbidkera
miken weisen aber eine geringe Bruchzähigkeit auf und werden
in der Praxis bisher nicht als Strukturelemente zur Verwendung
bei hohen Temperaturen eingesetzt.
Keramische Verbundwerkstoffe mit Faserverstärkungen zur
Verbesserung der Zähigkeit der Keramiken wurden in letzter
Zeit intensiv untersucht. Solche faserverstärkten Siliziumcar
bid-Verbundstoffe werden im allgemeinen bspw. durch (1) ein
organometallisches Polymerimprägnierungspyrolyse(PIP)-
Verfahren, (2) ein chemisches Dampfinfiltrations(CVI)-
Verfahren und (3) die Infiltration von geschmolzenem Silizium
(Reaktionssinterverfahren) hergestellt.
Das organometallische Polymerimprägnierungspyrolyse(PIP)-
Verfahren hat in der Praxis jedoch folgende Nachteile: Bei
diesem Verfahren kann durch eine einzelne Imprägnierung nur
eine geringe Dichte und geringe Festigkeit erreicht werden,
und die Imprägnierung und Pyrolyse müssen ungefähr 10 Mal
wiederholt werden, um die offene Porosität auf 10% oder
weniger zu reduzieren und dadurch die Festigkeitseigenschaften
zu verbessern. Das Verfahren erfordert daher eine lange
Herstellungszeit. Mit dem chemischen Dampfinfiltrations
verfahren (2) können Produkte mit komplizierten Formen bei
relativ niedrigen Temperaturen von etwa 1.100°C hergestellt
werden, es erfordert aber eine sehr lange Zeit von bspw.
mehreren Monaten für die Infiltration, und die verwendeten
Gase sind toxisch. Außerdem können durch die alleinige
Verwendung der Verfahren (1) oder (2) Verbundwerkstoffe mit
einer offenen Porosität von 5% oder weniger kaum erhalten
werden.
Im Gegensatz dazu erfordert das Reaktionssinterverfahren (3)
nur eine kurze Reaktionszeit und man erhält nach einer kurzen
Zeitdauer dichte Verbundwerkstoffe. Gemäß einem Verfahren, das
von der Deutschen Forschungs- und Versuchsanstalt für Luft-
und Raumfahrt (DLR) eingesetzt wird, wird ein kohlenstoffaser
verstärkter Siliziumcarbid-Verbundstoff durch Infiltrieren von
geschmolzenem Silizium in Cracks eines kohlenstoffaserver
stärkten Kohlenstoffverbundwerkstoffes (C/C-Komposit) her
gestellt, um einen Teil der Kohlenstoffmatrix in Siliziumcar
bid umzuwandeln. Dieses Verfahren nutzt ein Phänomen, bei dem
glasiger Kohlenstoff nicht in signifikantem Maße mit ge
schmolzenem Silizium reagiert, um eine Reaktion zwischen der
Kohlenstoffaser und dem Silizium zu vermeiden. Bei diesem
Verfahren hängen die mechanischen Eigenschaften jedoch in
großem Maße von der Form der Cracks ab, die wiederum bspw. von
der Art der Kohlenstoffaser und der Wärmebehandlungstemperatur
abhängen. Hohe mechanische Eigenschaften können daher nur
unter spezifischen Herstellungsbedingungen erreicht werden,
die für die verwendete Faser geeignet sind. Das Reaktions
sinterverfahren (3) umfasst auch ein Verfahren des Infil
trierens von geschmolzenem Silizium in ein Komposit aus einem
Kohlenstoffpulver und einer Faser, das von General Electric
Co., USA, and Toshiba Corporation, Japan durchgeführt wird.
Dieses Verfahren ist ebenfalls nachteilig, da große Mengen von
Silizium infiltriert werden müssen, was dazu führt, dass
freies Silizium in relativ großen Mengen von bspw. etwa 15%
verbleibt oder eine Reaktion zwischen der Faser und dem
Silizium bewirkt wird, wenn die Faser nicht mit Bornitrid (BN)
oder dgl. beschichtet ist.
Nach der Durchführung von Untersuchungen an ähnlichen
Keramikverbundstoffen fanden die vorliegenden Erfinder in der
Vergangenheit heraus, dass ein unidirektionales kohlenstoffa
serverstärktessiliziumcarbid-Komposit mit einer Biegesteifig
keit von etwa 200 bis 300 MPa und dennoch einer großen
Porosität von 30% hergestellt werden kann, indem eine Matrix
aus einer Mischung von Siliziumpulver und Phenolharz mit
Kohlenstoffasern zusammengesetzt wird und das Komposit in
einer Inertatmosphäre gebrannt wird. Der erhaltene Verbund
werkstoff enthält eine Matrix aus Siliziumcarbid, die durch
Reaktionssintern gebildet wird (japanisches Patent Nr.
2045825). Durch diese Reaktion können jedoch nur poröse
Verbundwerkstoffe mit einer großen offenen Porosität erhalten
werden, da das Volumen der Matrix um etwa 38% abnimmt. Die
Erfinder haben auch herausgefunden, dass ein unidirektionales
kohlenstoffaserverstärktes Siliziumcarbid-Komposit mit einer
Biegesteifigkeit von etwa 500 bis 600 MPa und dennoch einer
großen offenen Porosität von etwa 20% hergestellt werden kann,
indem die Partikel des Siliziumpulvers auf eine Größe von etwa
5 µm oder weniger reduziert und ein organometallisches Polymer
zugesetzt wird (japanisches Patent Nr. 2735151), und dass ein
zweidimensionaler faserverstärkter Verbundwerkstoff mit einer
relativ großen offenen Porosität von etwa 15% als ein
zweidimensionales faserverstärktes Siliziumcarbid-Kohlenstoff
komposit mit einer Biegesteifigkeit von etwa 300 MPa her
gestellt werden kann, indem ein Grünling, der eine fibröse
gewebte Gewebeverstärkung enthält, bei einer Temperatur
behandelt wird, bei der Silizium nicht mit Kohlenstoff
reagiert, indem die Imprägnierung und Carbonisierung eines
Phenolharzes wiederholt wird und schließlich ein Siliziumcar
bid gebildet wird (japanisches Patent Nr. 2879675).
Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, die ver
schiedenen Probleme bei der Herstellung von faserverstärkten
Siliziumcarbid-Verbundwerkstoffen gemäß der herkömmlichen
Siliziumschmelze-Infiltrationstechnik zu lösen und ein
Verfahren zur Herstellung faserverstärkter Siliziumcarbid-
Verbundwerkstoffe zu schaffen, das in einfacher Weise ein
Komposit mit einer hohen Zähigkeit ergibt, auch wenn das
Komposit komplizierte Formen haben soll.
Insbesondere ist die Erfindung auf ein Verfahren zur einfachen
Herstellung von faserverstärkten Siliziumcarbid-Verbundwerk
stoffen auch mit komplizierten Formen gerichtet, bei dem ein
Faserbündelbereich mit glasigem Kohlenstoff, der aus einem
Harz gewonnen wird, bedeckt wird, bei dem ein poröser Bereich
in einem bestimmten Bereich einer Matrix durch eine Reaktion
zwischen Siliziumpulver und von dem Harz abgeleitetem
Kohlenstoff zur Bildung von Siliziumcarbid ausgebildet wird,
wobei die Reaktion von einer Volumenreduktion begleitet wird,
und bei dem geschmolzenes Silizium in den porösen Bereich
infiltriert wird. Das erhaltene faserverstärkte
Siliziumcarbid-Komposit weist eine hohe Zähigkeit auf und
seine Festigkeit ist nicht verschlechtert, ohne dass die
Faseroberfläche bspw. mit BN beschichtet werden müsste.
Nach intensiven Untersuchungen der Herstellung von faserver
stärkten Siliziumcarbid-Verbundwerkstoffen fanden die Erfinder
heraus, dass ein dichtes faserverstärktes Siliziumcarbid-
Komposit mit nichtlinearen Frakturen erhalten werden kann,
indem ein Prepreg (kunststoffimprägnierter Flächenstoff) mit
Siliziumpulver, Kohlenstoffquellenharz und Fasern vorbereitet
und geschmolzen wird, um einen Grünkörper zu erhalten, oder
indem ein Prepreg, der Kunstharz enthält, mit einem Prepreg,
der Siliziumpulver und Harz enthält abwechselnd laminiert
wird, wobei das Laminat zum Erhalten eines Grünkörpers geformt
wird; indem der geformte Grünling bei einer Temperatur von
etwa 900°C bis 1350°C in einer Inertatmosphäre carbonisiert
wird; indem vorzugsweise der carbonisierte Verbundwerkstoff
mit einem Harz imprägniert und der imprägnierte Verbundwerk
stoff bei einer Temperatur von etwa 900°C bis 1350°C in einer
Inertatmosphäre carbonisiert und indem dieses Imprägnierungs-
Carbonisierungs-Verfahrens wiederholt wird; indem der
Verbundwerkstoff bei einer Temperatur von etwa 1300°C oder
höher in Vakuum oder in einer Inertatmosphäre reaktionsge
sintert, und indem schließlich geschmolzenes Silizium in das
gesinterte Komposit bei einer Temperatur von etwa 1300°C bis
1800°C in Vakuum oder in einer Inertatmosphäre infiltriert
wird. Die vorliegende Erfindung wurde auf der Basis der oben
erwähnten Erkenntnisse gemacht.
Bei dem Prozess zur Herstellung eines erfindungsgemäßen
faserverstärkten Siliziumcarbid-Verbundwerkstoffes wird (i)
eine Mischung von Siliziumpulver eines Kohlenstoffquellenhar
zes und Verstärkungsfasern in einer Inertatmosphäre carboni
siert und das erhaltene carbonisierte Komposit mit Harz
imprägniert und einer Carbonisierung oder dgl. unterworfen,
oder (ü) eine Mischung von (a) einer Matrix, die Siliziumpul
ver und Kohlenstoffquellenharz enthält, sowie poröse Fasern
als Behälter und (b) Verstärkungsfasern, die Kohlenstoff
quellenharz enthalten, wird in einer Inertatmosphäre carboni
siert und das carbonisierte Komposit wird mit einem Kunstharz
imprägniert und einer Carbonisierung oder dgl. unterworfen.
Durch das Verfahren gemäß (i) oder (ii) wird der Kohlenstoff
in einem Faserbündelbereich als Verstärkung verdichtet, um zu
verhindern, dass die Faser mit geschmolzenem Silizium
reagiert. Dann werden in einem Matrixbereich durch Reaktions
sintern offene Poren ausgebildet und das geschmolzene Silizium
wird unter Vakuum oder einer Inertatmosphäre nur in die
offenen Poren der Matrix infiltriert.
Durch das erfindungsgemäße Verfahren können einfach dichte
faserverstärkte Siliziumcarbid-Verbundwerkstoffe erhalten
werden, ohne die Festigkeit der Faser zu beeinträchtigen, auch
wenn die Verbundstoffe eine komplizierte Form aufweisen.
Bevorzugte Kohlenstoffquellenharze zur Verwendung bei dem
erfindungsgemäßen Verfahren umfassen ohne Beschränkung hierauf
Phenolharze, Furanharze, Pech, Teer, Polycarbosilane und
andere organometallische Polymere. Jedes dieser Harze kann
allein oder in Kombination mit einem anderen verwendet werden.
Die Harze können außerdem bspw. ein Kohlenstoffpulver, ein
Graphitpulver, Ruß oder ein Aggregat und/oder einen Oxida
tionsinhibitor wie Siliziumcarbid, Siliziumnitrid, Mullit,
Molybdändisilicit, Molybdänborcarbid oder Borpulver aufweisen.
Das Silizium kann entweder reines metallisches Silizium oder
eine Siliziumlegierung bspw. mit Magnesium, Aluminium, Titan,
Chrom, Mangan, Eisen, Kobalt, Nickel, Kupfer, Zink, Zirkonium,
Niobium oder Molybdän sein.
Zusätzlich wird bei dem erfindungsgemäßen Verfahren eine
fibröse gewebte Gewebeverstärkung verwendet und bevorzugte
fibröse gewebte Gewebe zur Bildung der Faserverstärkung
umfassen ohne Einschränkung hierauf Gewebe aus Kohlen
stoffasern, Siliziumcarbidfasern, Siliziumnitridfasern und
Oxidfasern. Die Kohlenstoffasern können entweder aus Pech-
oder Teerfasern oder Acrylonitridfasern bestehen. Jedes dieser
fibrösen Gewebe kann unabhängig oder in Kombination mit einem
anderen verwendet werden. Nicht gewebte Gewebestrukturen oder
Laminate aus querliegenden blattartigen unidirektionalen
Faser-Prepregs können an Stelle der fibrösen gewebten Gewebe
verwendet werden.
Als Fasern in der Matrix zur Aufnahme des Siliziumpulvers und
des Harzes werden poröse gewebte oder nicht gewebte Gewe
bestrukturen bevorzugt, die bspw. aus Kohlenstoffasern,
Siliziumcarbidfasern, Siliziumnitridfasern oder Oxidfasern
bestehen, oder poröse Blätter, die aus Kohlenstoff, Silizium
carbid, einem Harz oder einem Kunststoff bestehen. Auf die
Verwendung des Behälters kann verzichtet werden, indem ein
harzimprägnierter gewebter Gewebe-Prepreg mit einer Mischung
aus Siliziumpulver und Kohlenstoffquellenharz beschichtet
wird.
Bei dem oben beschriebenen erfindungsgemäßen Verfahren können
dichte faserverstärkte Siliziumcarbid-Verbundwerkstoffe
einfach hergestellt werden, indem ein Faserbündelbereich eines
zweidimensionalen faserverstärkten Siliziumcarbid-Komposits
mit amorphem Kohlenstoff bedeckt wird, der aus einem im
prägnierten Harz abgeleitet ist, um den Bereich zu verdichten;
indem offene Poren in den Zwischenräumen zwischen den Fasern
oder zwischen den fibrösen gewebten Gewebestrukturen durch
Verwendung des Reaktionssinterns von bspw. einem Phenolharz
mit Siliziumpulver gebildet werden; und indem geschmolzenes
Silizium in die offenen Poren infiltriert wird.
Zusätzlich und vorteilhafterweise kann das erfindungsgemäße
Verfahren einfach Grünkörper (geformte Elemente) mit kom
plizierten Formen herstellen, da ein Heißpressen oder andere
Techniken nicht erforderlich sind. Außerdem können mit dem
Verfahren dichte Verbundwerkstoffe erhalten werden, ohne die
Faser zu beeinträchtigen, da das geschmolzene Silizium in dem
letzten Schritt infiltriert wird.
Nachfolgend werden bevorzugte Ausführungsformen der vorliegen
den Erfindung erläutert.
Gemäß einer ersten Ausführungsform des erfindungsgemäßen
Verfahrens (nachfolgend nur als "das erste Verfahren"
bezeichnet) wird eine kontinuierliche gewebte Gewebestruktur
als Faserverstärkung mit gelöstem Harz imprägniert, getrocknet
und weiter mit einem Brei aus einer Mischung von Harz und
einem Siliziumpulver imprägniert; getrocknet, um ein Prepreg
zu erhalten; und das Prepreg in eine gewünschte Gestalt
geformt. Das Formen wird bspw. durch Lösen des Harzes in einem
geeigneten Lösungsmittel, Imprägnieren einer kontinuierlichen
gewebten Fasergewebestruktur mit der Harzlösung, Entfernen des
Lösungsmittels durch Trocknen, separates Vorbereiten eines
Breis bestehend aus Harz, Siliziumpulver und Lösungsmittel,
Imprägnieren der kontinuierlichen gewebten Fasergewebestruktur
mit dem Brei, Entfernen des Lösungsmittels durch Trocknen, und
Formen des getrockneten Produkts in einer geeigneten Form bei
einer Temperatur von im allgemeinen etwa 100°C bis 250°C in
eine gewünschte Gestalt durchgeführt. Bei diesem Verfahren
wird das aufgelöste flüssige Harz in den Freiräumen zwischen
Faserbündeln aufgenommen, während das pulverförmige Silizium,
das im allgemeinen eine relativ hohe Partikelgröße von etwa
10 µm aufweist, ungleichmäßig verteilt ist und lediglich in
Freiräumen zwischen der fibrösen gewebten Gewebestruktur
vorliegt.
Außerdem ist das nachfolgend beschriebene Verfahren gemäß der
zweiten Ausführungsform (nachfolgend als "zweites Verfahren"
bezeichnet) ebenfalls sehr wirksam. Gemäß dem zweiten
Verfahren wird eine kontinuierlich gewebte Fasergewebestruktur
als Faserverstärkung mit gelöstem Harz imprägniert und
getrocknet, um Faser-Prepregs zu erhalten; separat wird ein
Berei vorbereitet, indem Harz und Siliziumpulver gemischt
werden, eine nicht gewebte Gewebestruktur mit dem Brei
imprägniert und getrocknet wird, um Matrix-Prepregs zu
erhalten; und die Faser-Prepregs und die Matrix-Prepregs
werden in abwechselnder Reihenfolge laminiert und das Laminat
in eine gewünschte Gestalt geformt. Bei dem Laminat kann jede
Schicht eine Vielzahl individueller Prepregs aufweisen. Das
Formen kann bpsw. durch Auflösen eines Harzes in einem
geeigneten Lösungsmittel, Imprägnieren einer kontinuierlich
gewebten Fasergewebestruktur mit der Harzlösung, Entfernen des
Lösungsmittels durch Trocknen, um Faser-Prepregs zu erhalten,
separates Vorbereiten eines Breis aus Harz, Siliziumpulver und
einem Lösungsmittel, Imprägnieren einer nicht gewebten
Gewebestruktur mit dem Brei, Entfernen des Lösungsmittels
durch Trocknen, um Matrix-Prepregs zu erhalten, Laminieren
einer geeigneten Anzahl dieser Prepregs in abwechselnder
Reihenfolge und Formen des Laminats in einer geeigneten Druck-
oder Ziehform bei einer Temperatur von im allgemeinen 100°C
bis 250°C in eine gewünschte Gestalt durchgeführt.
Das bei dem erfindungsgemäßen Verfahren verwendete Silizium
pulver ist vorzugsweise ein feines Pulver und insbesondere ein
feines Pulver mit einer mittleren Partikelgröße von nicht
größer als 20 µm. Siliziumpulver mit einem relativ großen
Durchmesser sollte vorzugsweise vor der Verwendung pul
verisiert werden, bspw. mit Hilfe einer Kugelmühle.
Der erhaltene Grünling (geformter Körper) wird dann bei einer
Temperatur von etwa 900°C bis 1350°C in Argon- oder anderer
Inertatmosphäre carbonisiert, um eine Reaktion des aus dem
Harz erhaltenen Kohlenstoffs mit Silizium zu vermeiden. Das
carbonisierte Komposit weist Bereiche auf, die aus dem Harz
alleine bestehen, und Bereiche, die aus einer Mischung des
Siliziumpulvers und von dem Harz abgeleitetem Kohlenstoff
bestehen, weist aber eine hohe Porosität auf, da das Harz zu
Kohlenstoff pyrolisiert ist.
Der gebrannte Körper wird mit einer Harzlösung in Vakuum oder
unter Druck imprägniert und bei einer Temperatur von etwa
900°C bis 1350°C in eine Argon- oder anderen Inertatmosphäre
carbonisiert, um die Reaktion des aus dem Harz erhaltenen
Kohlenstoffs mit Silizium zu vermeiden. Ein kombiniertes
Verfahren der Harzimprägnierung und Carbonisierung wird in
festgelegter Zahl wiederholt, vorzugsweise ein bis fünf Mal,
und das erhaltene Komposit wird bei einer Temperatur von
1300°C oder mehr in Vakuum oder in einer Argon- oder anderen
Inertatmosphäre gebrannt, um eine Reaktion des von dem Harz
abgeleiteten Kohlenstoffs mit Silizium zu erreichen und
poröses Siliziumcarbid in den Freiräumen zwischen der gewebten
Fasergewebestruktur zu bilden.
Dadurch wird ein Verbundstoff erhalten, der Faserbündel
aufweist, die mit dichtem Kohlenstoff beschichtet sind, so
dass sie nicht mit geschmolzenem Silizium reagieren, und mit
einer porösen Siliziumcarbidmatrix zwischen Schichten der
gewebten Fasergewebestruktur.
Das Komposit wird auf eine Temperatur von etwa 1300°C bis
1800°C in Vakuum oder in einer Inertatmosphäre erhitzt, um
geschmolzenes Silizium in offene Poren des Komposits (gebrann
ter Körper) zu infiltrieren, wobei die offenen Poren die
poröse Siliziumcarbidmatrix zwischen den Schichten der
gewebten Fasergewebestruktur umfassen, um ein faserverstärktes
Siliziumcarbid-Komposit zu erhalten. Das Reaktionssintern des
Siliziums mit Kohlenstoff und die Infiltration von ge
schmolzenem Silizium kann mit bei der gleichen Wärmebehandlung
durchgeführt werden.
Das Verhältnis des Siliziumpulvers zu dem Kunstharz soll gemäß
der vorliegenden Erfindung vorzugsweise in einem Bereich
ausgewählt werden, in dem das atomare Verhältnis von Silizium
zu von dem Harz abgeleitetem Kohlenstoff Si/C zwischen 0,1 und
4 liegt. Die Prepregs können, wie oben beschrieben wurde,
durch Beschichten der Gewebestruktur mit Phenolharz oder einem
anderen Harz, oder durch Beschichten der beschichten Gewe
bestruktur mit einem Brei, der Siliziumpulver und Phenolharz
oder ein anderes Harz enthält vorbenutzt werden. Mit anderen
Worten kann das Verhältnis von Silizium zu Kohlenstoff in dem
Verbundstoff ungleichmäßig verteilt sein. Das Verhältnis der
Siliziumcarbidmatrix zu der Faserverstärkung aus einer
gewebten Gewebestruktur in dem faserverstärkten Komposit kann
entsprechend der Anwendung des Komposits frei ausgewählt
werden. Im allgemeinen nimmt aber die Faser 15 bis 65
Volumenprozent des Verbundstoffes ein.
Bei der Erfindung kann das Prepreg, das die Faserverstärkung
aus einer gewebten Gewebestruktur aufweist, durch eine der
folgenden Techniken hergestellt werden: (i) Verwendung von
Harz von Beginn an, um ein Prepreg zu erhalten, wie es oben
beschrieben wurde; (ii) Laminieren eines Behälters für das
Siliziumpulver und Harz, oder Siliziumpulver und Aggregatpul
ver mit einer gewebten Fasergewebestruktur ohne Harz, um einen
Grünling zu erhalten, und Imprägnieren des Grünlings mit Harz,
um eine Vorform zu erhalten; und (iii) Laminieren eines
Behälters für weder Silizium noch Harz mit Verstärkungsfasern
aus einer gewebten Gewebestruktur, die Harz enthält, um einen
Grünling zu erhalten, und Imprägnieren des Grünlings mit einem
Brei, der Siliziumpulver und Harz enthält.
Eine weitere Harzimprägnierung kann nach dem Reaktionssintern
des Kohlenstoffs aus Phenolharz oder anderem Harz mit
Siliziumpulver durchgeführt werden, das bei Temperaturen von
1300°C oder mehr durchgeführt wird. Separat kann das Re
aktionssintern vor oder gleichzeitig mit der Infiltration des
geschmolzenen Siliziums durchgeführt werden.
Die Erfindung wird nachfolgend im Detail mit Bezug auf
verschiedene erfindungsgemäße Beispiele und Vergleichsbei
spiele beschrieben, die nicht dazu gedacht sind, den Schutz
bereich der Erfindung einzuengen.
Phenolharz wurde in Ethanol aufgelöst, um einen Brei zu
erhalten; eine gewebte Gewebestruktur aus Siliziumcarbidfasern
wurde mit dem Brei imprägniert und getrocknet. Separat wurden
Phenolharz und Siliziumpulver jeweils gewogen, um das atomare
Verhältnis von Kohlenstoff zu Silizium auf 10 : 8 einzustellen,
wobei der Kohlenstoff von dem zu carbonisierenden Phenolharz
abgeleitet war. Das Phenolharz wurde in Ethanol aufgelöst, um
eine Lösung zu erhalten, und das Silizium wurde für einen Tag
durch Kugelmühlen gemischt, um seine Partikelgröße zu
reduzieren und dann der Harzlösung zugegeben, um einen Brei
zu erhalten. Die Gewebestruktur aus gewebten Fasern wurde dann
mit dem erhaltenen Brei imprägniert.
Die breiimprägnierte Gewebestruktur aus gewebten Fasern wurde
getrocknet und in einer Form bei etwa 180°C geformt, um einen
Grünling zu erhalten, der anschließend für eine Stunde in
einer Argonatmosphäre bei 1000°C gebrannt und carbonisiert
wurde. Der carbonisierte Körper wurde im Vakuum mit einer
Phenolharzlösung in Ethanol imprägniert und für eine Stunde
in einer Argonatmosphäre bei 1000°C gebrannt und carbonisiert.
Der erhaltene Verbundstoff wurde für eine Stunde einer
Behandlung bei 1450°C im Vakuum unterworfen, um ein Reaktions
sintern und eine gleichzeitige Infiltration von geschmolzenem
Silizium durchzuführen und dadurch einen dichten Verbundstoff
mit einer Rohdichte von 2,20 g/cm3 und einer offenen Porosität
von 3,2% zu erhalten. Der Verbundstoff hatte eine Bie
gesteifigkeit von 117 MPa, sein Bruchverhalten war nicht
spröde und die Last erreichte das Maximum bei einer Dehnung
von 0,13% und nahm nach dem Maximalpunkt langsam ab.
Ein Grünling wurde auf die gleiche Weise wie bei Beispiel 1
vorbereitet und für eine Stunde in einer Argonatmosphäre bei
1000°C gebrannt und carbonisiert. Der gebrannte Körper wurde
im Vakuum mit einer Phenolharzlösung in Ethanol imprägniert
und für eine Stunde bei 1000°C in einer Argonatmosphäre
gebrannt und carbonisiert. Der erhaltene Verbundstoff wurde
erneut im Vakuum mit einer Phenolharzlösung in Ethanol
imprägniert und für eine Stunde bei 1000°C in einer Argon
atmosphäre gebrannt und carbonisiert und dann für eine Stunde
einer Behandlung bei 1450°C im Vakuum unterworfen, um
gleichzeitig ein Reaktionssintern und eine Infiltration von
geschmolzenem Silizium durchzuführen und dadurch einen dichten
Verbundstoff mit einer Rohdichte von 2,29 g/cm3 und einer
offenen Porosität von 1,2% zu erhalten. Der Verbundstoff hatte
eine Biegesteifigkeit von 156 MPa, sein Bruchverhalten war
nichtlinear und die Last erreichte das Maximum bei einer
Dehnung von 0,21% und nahm nach dem Maximalpunkt langsam ab.
Ein Grünkörper wurde auf die gleiche Weise wie in Beispiel 1
vorbereitet und geformt, bis auf die Tatsache, dass Phenolharz
nicht imprägniert wurde. Der erhaltene Grünling wurde für eine
Stunde bei 1450°C in eine Argonatmosphäre gebrannt, um einen
Verbundstoff mit einer Rohdichte von etwa 1,66 g/cm3 und einer
offenen Porosität von etwa 32,7% zu erhalten. Geschmolzenes
Silizium wurde für eine Stunde bei 1450°C unter Vakuum in den
Verbundstoff infiltriert, um einen dichten Verbundstoff mit
einer Rohdichte von 2,46 g/cm3 und einer offenen Porosität von
2,4% zu erhalten. Der Verbundstoff hatte eine Biegesteifigkeit
von 103 MPa, aber sein Bruchverhalten war spröde, und die Last
erreichte ihr Maximum bei einer Dehnung von 0,06% und nahm
dann plötzlich ab, und der Verbundstoff scheiterte.
Phenolharz wurde in Ethanol gelöst, um einen Brei zu erhalten;
eine gewebte Gewebestruktur aus Siliziumcarbidfasern wurde mit
dem Brei imprägniert und getrocknet. Separat wurden Phenolharz
und Siliziumpulver jeweils gewogen, um das atomare Verhältnis
von Kohlenstoff zu Silizium auf 2 : 3 einzustellen, wobei der
Kohlenstoff von dem zu carbonisierenden Phenolharz abgeleitet
wurde. Das in Ethanol gelöste Phenolharz und das Siliziumpul
ver wurden durch Kugelmühlen für einen Tag gemischt, um ihren
Partikeldurchmesser zu reduzieren, und eine nicht gewebte
Gewebestruktur aus Kohlenstoffasern wurde mit diesem gemisch
ten Brei imprägniert und dann getrocknet.
Nachfolgend wurden zwei Schichten der breiimprägnierten nicht
gewebten Gewebestruktur und zwei Schichten der gewebten
Gewebestruktur aus Siliziumcarbidfasern, die mit Phenolharz
imprägniert waren, in abwechselnder Reihenfolge laminiert, und
das Laminat wurde in einer Form bei etwa 130°C geformt, wobei
die gemischte breiimprägnierte nicht gewebte Gewebestruktur
an beiden Enden vorgesehen war. Der geformte Körper wurde für
eine Stunde bei 1000°C in einer Argonatmosphäre gebrannt und
carbonisiert. Der gebrannte Körper wurde im Vakuum mit einer
Phenolharzlösung in Ethanol imprägniert und für eine Stunde
bei 1000°C in einer Argonatmosphäre gebrannt und carbonisiert.
Der erhaltene Verbundstoff wurde für eine Stunde einer
Behandlung bei 1450°C im Vakuum unterworfen, um gleichzeitig
ein Reaktionssintern und eine Infiltration von geschmolzenem
Silizium durchzuführen und dadurch einen dichten Verbundstoff
mit einer Rohdichte von 2,29 g/cm3 und einer offenen Porosität
von 0,8% zu erhalten. Das Komposit hatte eine Biegesteifigkeit
von 142 MPa. Hinsichtlich seines Bruchverhaltens nahm die Last
linear zu dem Maximalpunkt bei einer Dehnung von 0,11% zu und
nahm nach dem Maximalpunkt allmählich ab.
Ein Grünling wurde auf die selbe Weise wie bei Beispiel 3
hergestellt und für eine Stunde bei 1000°C in einer Argon
atmosphäre gebrannt und carbonisiert. Der gebrannte Körper
wurde dann im Vakuum mit einer Phenolharzlösung in Ethanol
imprägniert und für eine Stunde bei 1000°C in einer Argon
atmosphäre gebrannt und carbonisiert. Der erhaltene Verbund
stoff wurde erneut im Vakuum mit einer Phenolharzlösung in
Ethanol imprägniert und für eine Stunde bei 1000°C in einer
Argonatmosphäre gebrannt und carbonisiert und dann für eine
Stunde einer Behandlung bei 1450°C im Vakuum unterworfen, um
gleichzeitig ein Reaktionssintern und eine Infiltration von
geschmolzenem Silizium durchzuführen und dadurch einen dichten
Verbundstoff mit einer Rohdichte von 2,21 g/cm3 und einer
offenen Porosität von 3,1% zu erhalten. Der Verbundstoff hatte
eine Biegesteifigkeit von 133 MPa. Hinsichtlich seines
Bruchverhaltens stieg die Last linear zu dem Maximalpunkt bei
einer Dehnung von 0,08% und nahm nach dem Maximalpunkt etwas
ab bevor sie dann allmählich bis zu einem Punkt bei einer
Dehnung von 0,16% zunahm.
Phenolharz wurde in Ethanol gelöst, um einen Brei zu erhalten;
eine gewebte Gewebestruktur aus Siliziumcarbidfasern wurde mit
dem Brei imprägniert und getrocknet. Separat wurden sowohl
Phenolharz als auch Siliziumpulver gewogen, um das atomare
Verhältnis von Kohlenstoff zu Silizium auf 10 : 8 einzustellen,
wobei der Kohlenstoff von dem zu carbonisierenden Phenolharz
abgeleitet war. In Ethanol gelöstes Phenolharz und Silizium
pulver wurden für einen Tag durch Kugelmühlen gemischt, um
ihren Partikeldurchmesser zu reduzieren. Eine nicht gewebte
Gewebestruktur aus Kohlenstoffasern wurde mit dem gemischten
Brei imprägniert und dann getrocknet.
Jede Schicht der gemischten breiimprägnierten nicht gewebten
Gewebestruktur und jeweils zwei Lagen der gewebten Gewe
bestruktur aus Siliziumcarbidfasern, die mit Phenolharz
imprägniert waren, wurden in abwechselnder Reihenfolge
laminiert, und das Laminat wurde in einer Form bei 130°C
geformt, wobei die gemischten breiimprägnierten nicht gewebten
Gewebestrukturen an beiden Enden vorgesehen waren. Der
geformte Körper wurde für eine Stunde bei 1000°C in einer
Argonatmosphäre gebrannt und carbonisiert. Der gebrannte
Körper wurde im Vakuum mit einer Phenolharzlösung in Ethanol
imprägniert und für eine Stunde bei 1000°C in einer Argon
atmosphäre gebrannt und carbonisiert. Das erhaltene Komposit
wurde erneut im Vakuum mit einer Phenolharzlösung in Ethanol
imprägniert und für eine Stunde bei 1000°C in einer Argon
atmosphäre gebrannt und carbonisiert; und schließlich für eine
Stunde einer Behandlung bei 1450°C im Vakuum unterworfen, um
gleichzeitig ein Reaktionssintern und eine Infiltration von
geschmolzenem Silizium durchzuführen und dadurch einen dichten
Verbundstoff mit einer Rohdichte von 2,16 g/cm3 und einer
offenen Porosität von 3,2% zu erhalten. Das Komposit hatte
eine Biegesteifigkeit von 168 MPa. Hinsichtlich seines
Bruchverhaltens nahm die Last linear bis zu einem Punkt bei
einer Dehnung von 0,08% zu, nahm anschließend nichtlinear zu,
erreichte das Maximum bei einer Dehnung von 0,27% und nahm
dann allmählich ab.
Phenolharz und Siliziumpulver wurden jeweils gewogen, um das
atomare Verhältnis von Kohlenstoff zu Silizium auf 5 : 3
einzustellen, wobei der Kohlenstoff von dem zu carbonisieren
den Phenolharz abgeleitet war. Das in Ethanol gelöste
Phenolharz und das Siliziumpulver wurden für einen Tag durch
Kugelmühlen gemischt, um ihre Partikelgröße zu reduzieren, und
eine gewebte Fasergewebestruktur wurde mit dem gemischten Brei
imprägniert.
Nach dem Trocknen wurde die breiimprägnierte gewebte Faserge
webestruktur in einer Form bei etwa 130°C geformt, und der
geformte Körper wurde für eine Stunde bei 1000°C in einer
Argonatmosphäre gebrannt und carbonisiert, um einen gebrannten
Körper zu erhalten. Der gebrannte Körper wurde im Vakuum mit
einer Phenolharzlösung in Ethanol imprägniert und dann für
eine Stunde bei 1000°C in einer Argonatmosphäre gebrannt und
carbonisiert. Das carbonisierte Komposit wurde für eine Stunde
bei 1450°C in einer Argonatmosphäre gebrannt, um ein Reak
tionssintern durchzuführen, und dann für eine Stunde bei
1000°C im Vakuum der Infiltration von geschmolzenem Silizium
ausgesetzt, um einen dichten Verbundstoff mit einer Rohdichte
von 2,69 g/cm3 und einer offenen Porosität von 1,1% zu
erhalten. Der Verbundstoff hatte eine Biegesteifigkeit von 121
MPa, sein Bruchverhalten war spröde, die Last erreichte das
Maximum bei einer Dehnung von 0,06%, nahm dann plötzlich ab
und der Verbundstoff scheiterte.
Claims (11)
1. Verfahren zur Herstellung eines faserverstärkten
Siliziumcarbid-Verbundstoffes mit folgenden Schritten:
Vorbereiten und Formen eines Faserprepregs, der Siliziumpulver und Harz enthält, in eine gewünschte Gestalt, um einen Grünling zu erhalten;
Carbonisieren des Grünlings bei einer Temperatur im Bereich von etwa 900°C bis etwa 1350°C in einer Inertatmosphäre, um einen carbonisierten Verbundstoff zu erhalten;
Reaktionssintern des carbonisierten Verbundstoffes bei einer Temperatur von etwa 1300°C oder mehr im Vakuum oder in einer Inertatmosphäre, um offene Poren auszubilden; und
Infiltrieren von geschmolzenem Silizium in die offenen Poren des gesinterten Verbundstoffes bei einer Temperatur im Bereich von etwa 1300°C bis etwa 1800°C im Vakuum oder in einer Inertatmosphäre.
Vorbereiten und Formen eines Faserprepregs, der Siliziumpulver und Harz enthält, in eine gewünschte Gestalt, um einen Grünling zu erhalten;
Carbonisieren des Grünlings bei einer Temperatur im Bereich von etwa 900°C bis etwa 1350°C in einer Inertatmosphäre, um einen carbonisierten Verbundstoff zu erhalten;
Reaktionssintern des carbonisierten Verbundstoffes bei einer Temperatur von etwa 1300°C oder mehr im Vakuum oder in einer Inertatmosphäre, um offene Poren auszubilden; und
Infiltrieren von geschmolzenem Silizium in die offenen Poren des gesinterten Verbundstoffes bei einer Temperatur im Bereich von etwa 1300°C bis etwa 1800°C im Vakuum oder in einer Inertatmosphäre.
2. Verfahren zur Herstellung eines faserverstärkten
Siliziumcarbid-Verbundstoffes mit folgenden Schritten:
Laminieren erster Faserprepregs, die Harz enthalten, und zweiter Faserprepregs, die Siliziumpulver und Harz enthalten, in abwechselnder Folge;
Formen des Laminats in eine gewünschte Gestalt, um einen Grünling zu erhalten;
Carbonisieren des Grünlings bei einer Temperatur im Bereich von etwa 900°C bis 1350°C in einer Inertatmosphäre, um einen carbonisierten Verbundstoff zu erhalten;
Reaktionssintern des carbonisierten Verbundstoffs bei einer Temperatur von etwa 1300°C oder höher im Vakuum oder in einer Inertatmosphäre, um in einem Faserbereich, der Siliziumpulver enthält, offene Poren auszubilden; und
Infiltrieren von geschmolzenem Silizium in die offenen Poren des gesinterten Verbundstoffes bei einer Temperatur im Bereich von etwa 1300°C bis etwa 1800°C im Vakuum oder in einer Inertatmosphäre.
Laminieren erster Faserprepregs, die Harz enthalten, und zweiter Faserprepregs, die Siliziumpulver und Harz enthalten, in abwechselnder Folge;
Formen des Laminats in eine gewünschte Gestalt, um einen Grünling zu erhalten;
Carbonisieren des Grünlings bei einer Temperatur im Bereich von etwa 900°C bis 1350°C in einer Inertatmosphäre, um einen carbonisierten Verbundstoff zu erhalten;
Reaktionssintern des carbonisierten Verbundstoffs bei einer Temperatur von etwa 1300°C oder höher im Vakuum oder in einer Inertatmosphäre, um in einem Faserbereich, der Siliziumpulver enthält, offene Poren auszubilden; und
Infiltrieren von geschmolzenem Silizium in die offenen Poren des gesinterten Verbundstoffes bei einer Temperatur im Bereich von etwa 1300°C bis etwa 1800°C im Vakuum oder in einer Inertatmosphäre.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
dass der Harzimprägnierungs-Carbonisierungs-Vorgang ein bis
fünf Mal nach der Carbonisierung des Grünlings oder nach dem
Reaktionssintern durchgeführt wird, um den carbonisierten
Verbundstoff zu erhalten.
4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
dass das zu verwendende Harz wenigstens ein Element der Gruppe
aus Phenolharz, Furanharz, Pech, Teer und organometallischen
Polymeren ist.
5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass
das Harz außerdem ein Kohlenstoffpulver, ein Graphitpulver,
Ruß oder einen Zuschlagstoff (Aggregat) aufweist.
6. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass
das Harz außerdem wenigstens einen Oxidationsinhibitor
aufweist, und dass der Oxidationsinhibitor Siliziumcarbid,
Siliziumnitrid, Mullit, Molybdän-Disilicit, Molybdän,
Borcarbid und/oder pulverförmiges Bor ist.
7. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
dass das Siliziumpulver metallisches Silizium oder eine
Siliziumlegierung mit Magnesium, Aluminium, Titan, Chrom,
Mangan, Eisen, Kobalt, Nickel, Kupfer, Zink, Zirkonium,
Niobium oder Molybdän ist.
8. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
dass das Siliziumpulver ein feines Pulver mit einem mittleren
Partikeldurchmesser nicht größer als 20 µm ist.
9. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
dass das Verhältnis von Siliziumpulver zu Harz so festgelegt
ist, dass das atomare Verhältnis SI/C von Silizium zu von dem
Harz abgeleiteten Kohlenstoff im Bereich von 0,1 bis 4 liegt.
10. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
dass die das Prepreg bildende Faserverstärkung wenigstens eine
lange Faser und/oder eine kurze Faser ist, die aus Kohlen
stoffasern, Siliziumcarbidfasern, Siliziumnitridfasern und/
oder Oxidfasern ausgewählt werden.
11. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
dass die Faser zur Aufnahme des Siliziumpulvers und des Harzes
aus einer porösen gewebten oder nicht gewebten Gewebestruktur
oder einem porösen Harz oder Kunststoffblättern besteht.
Applications Claiming Priority (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP11-52163 | 1999-03-01 | ||
JP5216399 | 1999-03-01 | ||
JP11-201388 | 1999-07-15 | ||
JP11201388A JP3096716B1 (ja) | 1999-03-01 | 1999-07-15 | 繊維強化炭化ケイ素複合材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
DE10008686A1 true DE10008686A1 (de) | 2000-09-21 |
DE10008686B4 DE10008686B4 (de) | 2005-02-10 |
Family
ID=26392782
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
DE10008686A Expired - Fee Related DE10008686B4 (de) | 1999-03-01 | 2000-02-24 | Verfahren zur Herstellung eines faserverstärkten Siliziumcarbid-Verbundstoffes |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
US (2) | US6576076B1 (de) |
JP (1) | JP3096716B1 (de) |
DE (1) | DE10008686B4 (de) |
FR (1) | FR2790470B1 (de) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1284251A1 (de) * | 2001-08-17 | 2003-02-19 | Eiji Tani | Poröses, leichtes und hitzebeständiges Strukturmaterial auf Siliciumkarbidbasis und Herstellungsverfahren dafür |
WO2019219976A1 (de) * | 2018-05-18 | 2019-11-21 | Euro-Composites S.A. | Keramik-wabenkörper für leichtbaustrukturen und herstellungsverfahren hierfür |
EP3640022A1 (de) * | 2018-10-17 | 2020-04-22 | FRAUNHOFER-GESELLSCHAFT zur Förderung der angewandten Forschung e.V. | Verfahren zur herstellung von prepregs für die herstellung faserverstärkter keramikbauteile |
Families Citing this family (50)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US20030035901A1 (en) * | 2001-08-17 | 2003-02-20 | Eiji Tani | Silicon carbide-based, porous, lightweight, heat-resistant structural material and manufacturing method therefor |
DE10014418C5 (de) * | 2000-03-24 | 2006-05-04 | Daimlerchrysler Ag | Verfahren zur Herstellung eines faserverstärkten Strukturbauteils und danach hergestellte Bremsscheibe |
US7378362B2 (en) * | 2000-09-29 | 2008-05-27 | Goodrich Corporation | Boron carbide based ceramic matrix composites |
US6841273B2 (en) * | 2000-12-27 | 2005-01-11 | Toshiba Ceramics Co., Ltd. | Silicon/silicon carbide composite and process for manufacturing the same |
JP3699992B2 (ja) * | 2001-08-07 | 2005-09-28 | 独立行政法人産業技術総合研究所 | 炭化ケイ素系耐熱性超軽量多孔質構造材及びその製造方法 |
US20050084717A1 (en) * | 2001-10-22 | 2005-04-21 | Eiji Tani | Silicon carbide based porous structure and method for manufacturing thereof |
US6749937B2 (en) * | 2002-03-19 | 2004-06-15 | Honeywell International Inc. | Melt-infiltrated pitch-pan preforms |
JP4110244B2 (ja) * | 2002-07-26 | 2008-07-02 | 独立行政法人産業技術総合研究所 | 炭化ケイ素系耐熱多孔質構造材及びその製造方法 |
FR2843109B1 (fr) * | 2002-07-30 | 2004-10-22 | Eads Launch Vehicles | Procede de fabrication d'un materiau refractaire, revetement protecteur susceptible d'etre obtenu par ce procede et leurs utilisations. |
JP2004075410A (ja) * | 2002-08-12 | 2004-03-11 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | 保護層を有するセラミックス基複合材料とその製造方法 |
US20040238794A1 (en) * | 2003-05-30 | 2004-12-02 | Karandikar Prashant G. | Microwave processing of composite bodies made by an infiltration route |
DE10359484A1 (de) * | 2003-12-18 | 2005-07-14 | Deutsches Zentrum für Luft- und Raumfahrt e.V. | Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einem Faserverbundwerkstoff und Faserverbundwerkstoff |
US20050186878A1 (en) * | 2004-02-23 | 2005-08-25 | General Electric Company | Thermo-mechanical property enhancement plies for CVI/SiC ceramic matrix composite laminates |
CN1314626C (zh) * | 2004-07-27 | 2007-05-09 | 西北工业大学 | 陶瓷基复合材料的连接方法 |
US8859037B2 (en) * | 2005-01-12 | 2014-10-14 | The Boeing Company | Method for manufacturing ceramic matrix composite structures |
FR2885734B1 (fr) * | 2005-05-13 | 2013-07-05 | Accumulateurs Fixes | Materiau nanocomposite pour anode d'accumulateur au lithium |
JP4297138B2 (ja) * | 2005-07-05 | 2009-07-15 | 三菱樹脂株式会社 | 炭素繊維強化SiC系複合材及び摺動材 |
DE102006026549A1 (de) * | 2006-06-08 | 2007-12-13 | Audi Ag | Verfahren zur Herstellung von Reibscheiben aus keramischen Werkstoffen mit verbesserter Reibschicht |
JP2011168415A (ja) * | 2010-02-16 | 2011-09-01 | Mitsubishi Plastics Inc | 炭素繊維強化炭化ケイ素複合材及びその製造方法 |
KR101241775B1 (ko) * | 2011-07-07 | 2013-03-15 | 한국에너지기술연구원 | 고밀도 섬유강화 세라믹 복합체의 제조방법 |
US20130167374A1 (en) * | 2011-12-29 | 2013-07-04 | General Electric Company | Process of producing ceramic matrix composites and ceramic matrix composites formed thereby |
JP5916088B2 (ja) * | 2012-01-18 | 2016-05-11 | 国立研究開発法人宇宙航空研究開発機構 | セラミック繊維強化複合材料の製造方法およびセラミック繊維強化複合材料 |
KR101467665B1 (ko) * | 2013-02-26 | 2014-12-15 | 진양특수강 주식회사 | 탄소-탄화규소 복합재료 제조방법 |
EP3046892B1 (de) * | 2013-09-19 | 2020-03-04 | United Technologies Corporation | Methode zum verdichten eines cmc-artikels |
RU2559245C1 (ru) * | 2014-07-21 | 2015-08-10 | Открытое Акционерное Общество "Уральский научно-исследовательский институт композиционных материалов" | Способ изготовления изделий из керамоматричного композиционного материала |
US9593049B2 (en) | 2015-02-20 | 2017-03-14 | Rolls-Royce High Temperature Composites, Inc. | Method for incorporating refractory metal element into ceramic matrix composite |
US10465534B2 (en) | 2015-06-05 | 2019-11-05 | Rolls-Royce North American Technologies, Inc. | Machinable CMC insert |
US10472976B2 (en) * | 2015-06-05 | 2019-11-12 | Rolls-Royce Corporation | Machinable CMC insert |
US10458653B2 (en) * | 2015-06-05 | 2019-10-29 | Rolls-Royce Corporation | Machinable CMC insert |
US10464849B2 (en) * | 2015-12-08 | 2019-11-05 | Edward J. A. Pope | Fast-densified ceramic matrix composite and fabrication method |
US10144675B2 (en) * | 2016-10-24 | 2018-12-04 | Honeywell International Inc. | Segmented carbon fiber preform |
CN106830963B (zh) * | 2017-03-29 | 2019-12-03 | 陕西天策新材料科技有限公司 | 一种短切碳纤维/碳化硅复合材料及其制备方法 |
CN108484210B (zh) * | 2018-06-01 | 2020-12-08 | 阜阳市鑫源建材有限公司 | 一种孔隙率高的碳化硅多孔陶瓷制备方法 |
US20210292245A1 (en) * | 2018-08-03 | 2021-09-23 | Safran Ceramics | Method for manufacturing a part made from cmc |
DE102019207617A1 (de) * | 2019-05-24 | 2020-11-26 | MTU Aero Engines AG | Verfahren zur herstellung eines bauteils aus einem keramischen faserverbundwerkstoff |
DE102019216850A1 (de) * | 2019-10-31 | 2021-05-06 | MTU Aero Engines AG | VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINES BAUTEILS FÜR EINE STRÖMUNGSMASCHINE AUS EINEM SiC/SiC - FASERVERBUNDWERKSTOFF |
CN111018537A (zh) * | 2019-12-18 | 2020-04-17 | 华中科技大学 | 3D打印制备碳纤维增强SiC陶瓷基复合材料的方法 |
CN112174675A (zh) * | 2020-10-21 | 2021-01-05 | 上海德宝密封件有限公司 | 一种反应烧结碳化硅的制备方法 |
CN112479719B (zh) * | 2020-11-26 | 2022-04-05 | 航天特种材料及工艺技术研究所 | 一种反应熔渗法制备陶瓷基复合材料的布料方法及其应用 |
CN114685169A (zh) * | 2020-12-29 | 2022-07-01 | 中国科学院上海硅酸盐研究所 | 一种基于浆料叠层设计的纤维增强碳化硅陶瓷基复合材料的制备方法 |
CN113698220A (zh) * | 2021-09-26 | 2021-11-26 | 中国科学院长春光学精密机械与物理研究所 | 一种纤维增强碳化硅复合材料的制备方法及纤维增强碳化硅复合材料 |
CN113788703B (zh) * | 2021-10-26 | 2022-08-05 | 西安交通大学 | 通过碳源改性和反应熔渗制备硅化石墨的方法及硅化石墨 |
CN114044931B (zh) * | 2021-11-15 | 2023-12-19 | 航天特种材料及工艺技术研究所 | 一种提高耐高温性能的硅树脂复合材料制备方法 |
JP2023150461A (ja) * | 2022-03-31 | 2023-10-16 | 三菱重工航空エンジン株式会社 | セラミックス基複合材の成形方法 |
CN115286408B (zh) * | 2022-08-17 | 2023-03-10 | 中国科学院上海硅酸盐研究所 | 一种基于颗粒级配复合技术的激光3d打印制备碳化硅复合材料部件的方法 |
CN115872751A (zh) * | 2022-11-30 | 2023-03-31 | 深圳市美格真空科技有限公司 | 一种耐高温复合材料及其制备方法和应用 |
CN116409996B (zh) * | 2022-12-28 | 2024-03-15 | 北京普凡防护科技有限公司 | 一种绿色防弹陶瓷的制备方法 |
CN116396093A (zh) * | 2023-01-11 | 2023-07-07 | 合肥富维康新材料科技有限公司 | 一种大尺寸复杂形状MI-SiC-SiC构件的熔融渗硅方法 |
CN116289238A (zh) * | 2023-03-31 | 2023-06-23 | 浙江星辉新材料科技有限公司 | 一种碳纤维硬毡表面涂层及其制备工艺 |
CN116143538B (zh) * | 2023-04-20 | 2023-07-18 | 杭州幄肯新材料科技有限公司 | 一种碳纤维复合材料的气压成型工艺 |
Family Cites Families (18)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4795673A (en) * | 1978-01-09 | 1989-01-03 | Stemcor Corporation | Composite material of discontinuous silicon carbide particles and continuous silicon matrix and method of producing same |
GB8324166D0 (en) * | 1983-09-09 | 1983-10-12 | Atomic Energy Authority Uk | Reaction-bonded silicon carbide bodies |
US4892790A (en) * | 1984-11-30 | 1990-01-09 | General Atomics | Oxidation-inhibited carbonous materials |
US4737328A (en) * | 1985-07-29 | 1988-04-12 | General Electric Company | Infiltration of material with silicon |
US5015540A (en) * | 1987-06-01 | 1991-05-14 | General Electric Company | Fiber-containing composite |
CA1316672C (en) * | 1987-11-16 | 1993-04-27 | Corning Glass Works | Method for making fiber-reinforced ceramic matrix composite |
US5284685A (en) * | 1988-08-31 | 1994-02-08 | Aerospatiale Societe Nationale Industrielle | Composite material with carbon reinforced fibers and its production |
US5094901A (en) * | 1990-07-19 | 1992-03-10 | E. I. Du Pont De Nemours And Company | Oxidation resistant ceramic matrix composites |
EP0519641A1 (de) * | 1991-06-17 | 1992-12-23 | General Electric Company | Siliziumcarbid-Verbundwerkstoff verstärkt mit beschichteten Fasern und Verfahren zur Herstellung |
JPH0784344B2 (ja) | 1991-11-20 | 1995-09-13 | 工業技術院長 | 炭素繊維強化炭化ケイ素複合セラミックスの製造方法 |
US5294489A (en) * | 1992-04-02 | 1994-03-15 | General Electric Company | Protective coating with reactive interlayer on reinforcement in silicon carbide composite |
JP2535768B2 (ja) | 1994-01-26 | 1996-09-18 | 工業技術院長 | 高耐熱性複合材料 |
JP2735151B2 (ja) * | 1994-11-15 | 1998-04-02 | 工業技術院長 | 繊維強化炭化ケイ素複合セラミックス成形体の製造方法 |
US6024898A (en) * | 1996-12-30 | 2000-02-15 | General Electric Company | Article and method for making complex shaped preform and silicon carbide composite by melt infiltration |
US5962103A (en) * | 1997-01-13 | 1999-10-05 | General Electric Company | Silicon carbide-silicon composite having improved oxidation resistance and method of making |
DE19710105A1 (de) * | 1997-03-12 | 1998-09-17 | Sgl Technik Gmbh | Mit Graphitkurzfasern verstärkter Siliciumcarbidkörper |
DE19711829C1 (de) * | 1997-03-21 | 1998-09-03 | Daimler Benz Ag | Verfahren zur Herstellung einer faserverstärkten Verbundkeramik |
US20030035901A1 (en) * | 2001-08-17 | 2003-02-20 | Eiji Tani | Silicon carbide-based, porous, lightweight, heat-resistant structural material and manufacturing method therefor |
-
1999
- 1999-07-15 JP JP11201388A patent/JP3096716B1/ja not_active Expired - Lifetime
-
2000
- 2000-02-17 US US09/505,686 patent/US6576076B1/en not_active Expired - Fee Related
- 2000-02-24 DE DE10008686A patent/DE10008686B4/de not_active Expired - Fee Related
- 2000-02-25 FR FR0002397A patent/FR2790470B1/fr not_active Expired - Fee Related
-
2002
- 2002-12-19 US US10/322,449 patent/US6773528B2/en not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1284251A1 (de) * | 2001-08-17 | 2003-02-19 | Eiji Tani | Poröses, leichtes und hitzebeständiges Strukturmaterial auf Siliciumkarbidbasis und Herstellungsverfahren dafür |
WO2019219976A1 (de) * | 2018-05-18 | 2019-11-21 | Euro-Composites S.A. | Keramik-wabenkörper für leichtbaustrukturen und herstellungsverfahren hierfür |
EP3640022A1 (de) * | 2018-10-17 | 2020-04-22 | FRAUNHOFER-GESELLSCHAFT zur Förderung der angewandten Forschung e.V. | Verfahren zur herstellung von prepregs für die herstellung faserverstärkter keramikbauteile |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE10008686B4 (de) | 2005-02-10 |
FR2790470A1 (fr) | 2000-09-08 |
US6576076B1 (en) | 2003-06-10 |
US6773528B2 (en) | 2004-08-10 |
JP2000313676A (ja) | 2000-11-14 |
FR2790470B1 (fr) | 2003-05-09 |
JP3096716B1 (ja) | 2000-10-10 |
US20030145934A1 (en) | 2003-08-07 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
DE10008686B4 (de) | Verfahren zur Herstellung eines faserverstärkten Siliziumcarbid-Verbundstoffes | |
DE69828168T2 (de) | Kohlenstoffverbundwerkstoffe | |
EP0899251B1 (de) | Verfahren zur Herstellung eines Körpers mit einer porösen Matrix aus mindestens einem rekristallisiertem Werkstoff | |
EP1084997B1 (de) | Mit Faserbündeln verstärkter Verbundwerkstoff mit keramischen Matrix | |
DE2826114C2 (de) | Kohlenstoff-Kohlenstoff-Verbundmaterialien und Verfahren zu dessen Herstellung | |
DE60004899T2 (de) | SiC-C/C Verbundwerkstoff und seine Verwendungen | |
EP0864548B1 (de) | Mit Graphitkurzfasern verstärkter Siliciumcarbidkörper | |
EP1741685B1 (de) | Poröser beta-SiC-haltiger keramischer Formkörper und Verfahren zu dessen Herstellung. | |
DE60130688T2 (de) | Verfahren zur herstellung von mit sic-fasern verstärktem sic-verbundwerkstoff mit hilfe einer heisspresse | |
EP1400499B1 (de) | Faserverstärkte Verbundkeramik und Verfahren zu deren Herstellung | |
DE69802748T3 (de) | Silicium-Siliciumcarbidwerkstoff und siliciumcarbidfaserverstärkter Silicium-Siliciumcarbidverbundwerkstoff | |
DE3318831A1 (de) | Verfahren zur herstellung von komplex geformten verbundgegenstaenden aus einer faserverstaerkten glasmatrix | |
DE3628659C2 (de) | ||
DE2648459A1 (de) | Verfahren zur herstellung von siliciumcarbidfaserverstaerktem kompositmaterial | |
EP1008569A1 (de) | Verfahren zur Herstellung eines mittels Kohlenstoffkurzfaser verstärkten Siliciumcarbid-Verbundwerkstoffes | |
DE69837677T2 (de) | Faserverbundwerkstoff und verfahren zur herstellung | |
DE3318785A1 (de) | Verfahren zur herstellung von verbundgegenstaenden aus einer mit einem fasergewebe verstaerkten glasmatrix | |
US5698143A (en) | Method for the preparation of silicon carbide-based composite ceramic body with fiber reinforcement | |
DE3327101A1 (de) | Verfahren zur herstellung eines mit sic-whiskers verstaerkten verbundmaterials | |
EP1284251A1 (de) | Poröses, leichtes und hitzebeständiges Strukturmaterial auf Siliciumkarbidbasis und Herstellungsverfahren dafür | |
EP3856700B1 (de) | Verfahren zur herstellung eines carbon-keramischen formkörpers | |
DE3203659C2 (de) | ||
DE3245412C2 (de) | ||
JP2783807B2 (ja) | 炭素繊維強化炭素複合材料及びその製造方法 | |
DE10143015C2 (de) | Verfahren zur Herstellung eines Verbundwerkstoffes |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
OP8 | Request for examination as to paragraph 44 patent law | ||
8364 | No opposition during term of opposition | ||
8339 | Ceased/non-payment of the annual fee |