DE102015015255A1

DE102015015255A1 - Faser mit elektrischer Leitfähigkeit

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Publication number: DE102015015255A1
Application number: DE102015015255.6A
Authority: DE
Inventors: Edgar Johannes van Hattum
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 2015-11-20
Filing date: 2015-11-20
Publication date: 2017-05-24

Abstract

Die Faser weist eine elektrische Leitfähigkeit auf. Das Fasermaterial wird durch einen Grundwerkstoff aus mindestens einem Polymer gebildet. In den Grundwerkstoff sind Elemente eingelagert. Die Elemente weisen eine Größenordnung von maximal einem Mikrometer Durchmesser auf und überdecken sich mindestens bereichsweise mit ihren Elektronenwolken. Mindestens ein Teil der Elemente besteht aus mindestens einem keramischen Material.

Description

Die Erfindung betrifft eine Faser mit elektrischer Leitfähigkeit, wobei das Fasermaterial durch einen Grundwerkstoff aus mindestens einem Polymer gebildet ist, welchem Elemente eingelagert sind.
Es ist seit geraumer Zeit bekannter Stand der Technik, Kunststoffe oder Kunststoffkompositwerkstoffe für verschiedene technische Anwendungen, beispielsweise als Basismaterial für Kleidungsstücke, als Isolationsmaterial usw. einzusetzen. Eine dieser in großem Umfang eingesetzten Kunststoffsorte ist das Polyethylenterephthalat (PET). Dieser PET-Kunststoff ist ein durch Polykondensation hergestellter thermoplastischer Kunststoff aus der Familie der Polyester.
PET ist von polarer Grundstruktur und weist starke zwischenmolekulare Kräfte auf. PET-Moleküle sind darüber hinaus linear, d. h. ohne Vernetzungen aufgebaut. Aufgrund der polar-linearen Struktur ist PET durch teilkristalline Bereiche und Fasern gekennzeichnet, die eine hohe Bruchfestigkeit und Formbeständigkeit auch in Temperaturbereichen von über 80°C verursachen. Somit ist PET als Werkstoff generell auch für diese Temperaturbereiche geeignet.
PET-Werkstoffe werden aus Monomeren wie Terephthalsäure beziehungsweise Benzoldicarbonsäure und Ethylenglycol beziehungsweise Dihydroxyethan oder Ethandiol hergestellt. Um für die gewerbliche Anwendbarkeit relevante Mengen produzieren zu können, erfolgt die großtechnische Herstellung durch Umesterung von Dimethylterephthalat mit Ethandiol. Im Rahmen dieser Gleichgewichtsreaktion entsteht eine unerwünschte Mehrmenge von Ethandiol, beziehungsweise es ist für die Reaktion erforderlich, dass dieser Stoff durch die Reaktionsführung wieder abdestilliert wird, um das Gleichgewicht günstig zu beeinflussen.
Die alternativ mögliche Schmelzphasenpolykondensation ist für die Produktion großer Mengen ungeeignet, weil diese Herstellungsform zu große Zeiträume beansprucht. Um eine hohe PET-Güte zu erreichen, wird abhängig vom gewünschten Verwendungszweck eine Festphasenpolykondensation nachgeschaltet, um eine weitere Kondensation zu erreichen. Eine weitere bekannte Herstellungsmöglichkeit von PET besteht in der Veresterung von Ethandiol mit Terephthalsäure.
Generell handelt es sich bei den PET-Molekülen um langkettige Strukturen, die überwiegend aus Kohlenstoff, Wasserstoff und einigen weiteren Atomen bestehen. Die Moleküle besitzen eine spiral- bis knäuelartige Anordnung. Dies führt dazu, dass insbesondere im amorphen Zustand eine Vielzahl von Freiräumen im atomaren Bereich zwischen den Molekülen vorhanden ist. Durch eine axiale oder biaxiale Orientierung des Materials können diese Freiräume verkleinert werden, was beispielsweise zu einer höheren Festigkeit des Materials und zu einer verringerten Gasdurchlässigkeit führt.
Neben der Anwendung von PET in reiner Form ist aus dem Stand der Technik auch dessen Werkstoffmodifikation bekannt. Als Basismaterial für Kompositwerkstoffe können dem thermoplastischen Kunststoff andere Elemente hinzugefügt werden. Im Reinzustand handelt es sich bei PET im Wesentlichen um einen elektrischen Nichtleiter. Durch eine Einlagerung beispielsweise von metallischen Atomen in die Freiräume zwischen den Molekülen oder durch eine Anlagerung von beispielsweise metallischen Atomen an die PET-Moleküle können dem Material in einem gewissen Umfang elektrisch leitfähige Eigenschaften verliehen werden. Entsprechend metallisch dotierte PET-Fasern leiten somit bei einem Anlegen einer Spannung einen elektrischen Strom.
Weiterhin ist bekannt, dass verschiedene, vorwiegend metallische Werkstoffe wie z. B. Legierungen mit Gadolinium oder anderen Seltene-Erden-Metallen, einen magnetokalorischen Effekt aufweisen. Bei dem magnetokalorischen Effekt erwärmt sich das Material, wenn es einem Magnetfeld ausgesetzt wird und es kühlt sich wieder ab, wenn der Magnetfeldeinfluss beendet wird. Ursache dieser Erwärmungsreaktion ist die Ausrichtung der magnetischen Momente des Materials durch das Magnetfeld und deren Abhängigkeit von der Magnetfeldstärke. Durch die Ausrichtungsgeschwindigkeit der magnetischen Momente entsteht Wärme. Eine mögliche Anwendung könnte die Verwendung als Kühlmittel sein, dadurch periodische Magnetisierung und gleichzeitiges Abführen der entstehenden Wärme eine Kühlwirkung erreicht werden kann.
Der magnetokalorische Effekt ist legierungsabhängig stark hysteresebehaftet. Um den magnetokalorischen Effekt auch im Zusammenhang mit Anwendungen zu realisieren, die eine ggf. additive mechanische Belastung bedeutet, werden Legierungen gesucht, die diese physikalischen Effekte und Eigenschaften kombinieren. Ein weiteres Problem der technischen Anwendung dieses Effektes neben dem unerwünschten Hystereseverhalten ist die Tatsache, dass bisher dieser Effekt bei bekannten Legierungen und Werkstoffzusammensetzungen vergleichsweise schwach ausgeprägt ist.
Der Skin-Effekt, auch Stromverdrängung, ist ein Effekt in von höherfrequentem Wechselstrom durchflossenen elektrischen Leitern, durch den die Stromdichte im Inneren eines Leiters niedriger ist als in äußeren Bereichen. Er tritt in relativ zur Skin-Tiefe dicken Leitern und auch bei elektrisch leitfähigen Abschirmungen und Leitungsschirmen auf. Der Skin-Effekt begünstigt mit zunehmender Frequenz die Transferimpedanz geschirmter Leitungen und die Schirmdämpfung leitfähiger Abschirmungen, erhöht aber den Widerstandsbelag einer elektrischen Leitung. Das bedeutet praktisch, dass die Skintiefe, d. h. die Leitschichtdicke, werkstoffabhängig mit zunehmender Wechselstromfrequenz abnimmt. Infolge hoher Wechselstromfrequenzen von mehr als 100 kHz ist innerhalb einer Kupferleitung eine Skintiefe von 0,21 mm vorliegend.
Es ist auch bereits bekannt, Polymerfasern durch die Einlagerung von metallischen Partikeln mit elektrisch leitenden Eigenschaft zu versehen. Gemäß diesem Stand der Technik wird ausgenutzt, dass das polymere Material durch die räumliche Gestaltung und Anordnung der Moleküle über äußerst kleine Hohlräume verfügt, in die kleine metallische Partikel eingelagert werden können. Im Hinblick auf praktische Anwendungen erweisen sich jedoch die elektrotechnischen Eigenschaften dieser Fasern als nicht mit genügend hoher Reproduktionsgenauigkeit herstellbar und die elektrischen Eigenschaften sind nicht in gewünschter Weise nutzbar.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, eine Faser der einleitend genannten Art derart bereitzustellen, dass eine genau definierte Emission und/oder Absorption von Strahlungsenergie und dass eine kostengünstige Produktion möglich ist.
Erfindungsgemäß wird die Aufgabe gelöst dadurch, dass die Elemente eine Größe von maximal einem Mikrometer Durchmesser aufweisen und mit einem Abstand derart versehen sind, dass sich Elektronenwolken mindestens bereichsweise überdecken und dass mindestens ein Teil der Elemente aus mindestens einem keramischen Material besteht.
Die Dotierungselemente können dem polymeren Werkstoff zusätzlich die Fähigkeit zur wenigstens teilweisen Leitung elektrischer Energie verleihen. Die Dotierungselemente, zum einen Eigenschaften als Absorber für Strahlungsenergie generieren, zum anderen können sie Eigenschaften als elektrische Leiter generieren. Durch eine Einlagerung beispielsweise von metallischen Atomen in die Freiräume zwischen den Molekülen oder durch eine Anlagerung von beispielsweise metallischen Atomen an die polymeren Moleküle können dem polymeren Material in einem gewissen Umfang elektrisch leitfähige Eigenschaften verliehen werden.
Entsprechend metallisch dotierte polymere Fasern leiten somit bei einem Anlegen einer Spannung einen elektrischen Strom. Je nach elektrischem Widerstand dieses Kompositwerkstoffes generiert dieser in Abhängigkeit vom angelegten Strom Strahlung oder absorbiert diese. Die Effekte werden in Abhängigkeit vom zuvor beschriebenen Skin-Effekt und durch additive Absorption von Strahlungsenergie unterstützt. Das bedeutet, dass der erfindungsgemäße polymere Kompositwerkstoff eine neue Werkstoffalternative für die Strahlungsabsorption oder Strahlungsgenerierung zu den bekannten Metall-Fasermaterialien darstellt.
Zusätzlich werden die mechanischen Eigenschaften des polymeren Material hinsichtlich seiner Bruchfestigkeit und Formbeständigkeit auch in Temperaturbereichen von über 80°C genutzt, um dem Absorbermaterial Anwendungsbereiche mit diesen erhöhten mechanischen Anforderungen zu eröffnen.
Eine weitere Eigenschaft des erfindungsgemäßen Materials besteht in seiner von den jeweiligen Dotierungselementen abhängigen Eigenschaft, wenigstens teilweise elektrisch leitfähig zu sein. Insbesondere wenn der polymere Kompositwerkstoff ein Basismaterial für eine beliebig geartete Wärmequelle darstellt, können die physikalischen Effekte der Absorbtionsfähigkeit und der elektrischen Leitfähigkeit für die Erhöhung der abzugebenden Wärmemenge kombiniert und somit erhöht werden dadurch, dass zusätzlich zur emittierten Wärmestrahlung aufgrund der Strahlungsabsorbtion mittels eines an das polymere Kompositmaterial angelegten Spannung infolge des elektrischen Widerstandes des Materials zusätzlich auf elektrischem Weg Wärmeenergie erzeugt wird.
Eine weiterhin interessante Anwendung des polymeren Kompositwerkstoffes ist durch seine Eigenschaft eröffnet, den magnetokalorischen Effekt zu realisieren und gleichzeitig die dem Polymer zu eigenen verbesserten mechanischen Werkstoffeigenschaften aufzuweisen. Durch geeignete Dotierungselemente lassen sich dem erfindungsgemäßen Material somit auch Kühlwirkungseigenschaften einprägen.
Die erfindungsgemäße Lehre erkennt, dass die für die Dotierung des Polymers geeigneten Elemente insbesondere MnFe-Phosphorverbindungen, MnFe(As,PwGexSiz)s; FeMn-Phosphor-Verbindungen mit As,Si-Phosphor-Substitution ggf. kombiniert mit La(FeMnP)AlCo; Verbindungen mit Mn-Zn sind.
Eine bevorzugte Anwendung liegt in der Verwendung der Dotierungs-Strukturformel MnFe(As,PwGexSiz)s. Diese Verbindung verfügt über hohe Kühlfähigkeiten bei Temperaturen von 200 bis 600 K, insbesondere bei 280 bis 500 K. Diese Verbindung zeigt einen sehr starken magnetokalorischen Effekt. Der Einsatz dieses Kompounds ist umweltfreundlich aufgrund der Tatsache, dass die umweltproblematischen Substanzen, insbesondere die Mn-Moleküle, in der polymeren Grundmatrix gebunden sind. Sehr effiziente Ergebnisse sind erzielbar, wenn x = 0,3–0,7 ist und/oder w kleiner gleich 1 – x und z = 1 – x – w in seiner strukturellen Verbindung. Vorzugsweise ist in dieser spezifischen Einstellung das Material in einer hexagonalen Strukturierung des Fe2P-realisiert.
Die Herstellung der verschiedenen Werkstoffzusammensetzungen kann in einer Kugelmühle und unter Schutzgasatmosphäre erfolgen.
Eine Legierung von 5 g FeMnPO,7GeO,3 mit einer kritischen Temperatur von etwa 350 K kann beispielsweise durch Mischen der reinen Elemente, die eine Qualität von 3 N aufweisen, in den folgenden Mengen: FeMnP0,7GeO,3 hergestellt werden. In einer geschlossenen Kugelmühle werden diese Elemente unter einer schützenden Atmosphäre gemahlen, bis ein amorphes oder mikrokristallines Produkt erhalten wird. Je nach den Eigenschaften der Mühle kann ein solches Produkt innerhalb von 20 Minuten bis zu wenigen Stunden gewonnen werden. Das Pulver wird danach in einer geschlossenen Ampulle in geschützter Atmosphäre erhitzt, bis eine Temperatur von etwa 800 bis 1050 Grad C erreicht ist. Danach wird dieses auf eine Temperatur von etwa 650 Grad C getempert. Die Legierung kristallisiert in einer hexagonalen Fe2P-Struktur.
Eine Legierung von 5 g FeMnP0,5Ge0,5 mit einer kritischen Temperatur von etwa 600 K wird durch Mischen der reinen Elemente, die eine Qualität von 3 N aufweisen, in den folgenden Mengen: Fe = 1,72 g, Mn = 1,69 g, P = 0,476 g und Ge = 1,12 g hergestellt. In einer geschlossenen Kugelmühle werden diese Elemente unter schützender Atmosphäre gemahlen, bis ein amorphes oder mikrokristallines Produkt erhalten wird. Je nach den Eigenschaften der Mühle kann ein solches Produkt innerhalb von 20 Minuten bis zu wenigen Stunden gewonnen werden. Das Pulver wird danach in einer geschlossenen Ampulle in geschützter Atmosphäre erhitzt, bis eine Temperatur von etwa 800 bis 1050 Grad C erreicht ist. Danach wird dieses auf eine Temperatur von etwa 650 Grad C getempert.
Die Legierung kristallisiert ebenfalls in einer hexagonalen Fe2P-Struktur.
Eine Legierung von 5 g FeMnP0,5Ge0,1Si0,4 mit einer kritischen Temperatur von etwa 300 K wird durch Mischen der reinen Elemente, die eine Qualität von 3 N aufweisen, in den folgenden Mengen: Fe = 1,93 g, Mn = 1,90 g, P = 0,535 g, Ge = 1,251 g und Si = 0,388 g hergestellt. In einer geschlossenen Kugelmühle werden diese Elemente unter schützender Atmosphäre gemahlen, bis ein amorphes oder mikrokristallines Produkt erhalten wird. Je nach den Eigenschaften der Mühle kann ein solches Produkt innerhalb von 20 Minuten bis zu wenigen Stunden gewonnen werden. Das Pulver wird danach in einer geschlossenen Ampulle in geschützter Atmosphäre erhitzt, bis eine Temperatur von etwa 800 bis 1050 Grad C erreicht ist. Danach wird dieses auf eine Temperatur von etwa 650 Grad C getempert. Die Legierung kristallisiert ebenfalls in einer hexagonalen Fe2P-Struktur.
Eine alternative Ausführung wird erhalten durch Modifikationen von Legierungen der Ausgangsmaterialien anstatt von den reinen Elementen – dies ist besonders vorteilhaft, wenn Si in der Legierung verwendet wird. Dies basiert auf der Tatsache, dass FeSi-Legierungen sehr stabil sind und erhalten werden, wenn reines Fe und Si in der Mühle verfügbar sind.
Eine Legierung von 10 g FeO,86Mnl,14PO,5Si0,35GeO,15, die eine kritische Temperatur von 390 K aufweist, wird erhalten durch Mischen der reinen Elemente, die eine Qualität von 3 N aufweisen, und der Legierung Fe2P, die eine Qualität von 2 N aufweist (Alpha Aesar 22951), in den folgenden Mengen: Fe2P = 4,18 g, Mn = 4,26 g, P = 0,148 g, Si = 0,669 g und Ge = 0,742 g.
In einer geschlossenen Kugelmühle werden diese Elemente unter einer schützenden Atmosphäre gemahlen, bis ein amorphes oder mikrokristallines Produkt erhalten wird. Je nach den Eigenschaften der Mühle kann ein solches Produkt innerhalb von 20 Minuten bis zu wenigen Stunden gewonnen werden. Das Pulver wird danach in einer geschlossenen Ampulle in geschützter Atmosphäre erhitzt (gesintert), bis eine Temperatur von etwa 800 bis 1050 Grad C erreicht ist. Danach wird dieses auf eine Temperatur von etwa 650 Grad C getempert. Die vorliegende Erfindung ist nicht auf die beispielhaft beschriebene Ausführung beschränkt. Die Mengen können auf vielfaltige Weise variieren.
In den Zeichnungen sind die der Erfindung zugrundeliegenden Effekte und Ausführungsbeispiele der inneren Struktur des Materials schematisch dargestellt. Es zeigen:
1 den physikalischen Skin-Effekt anhand einer Diagrammdarstellung, d. h. die äquivalente Leitschichtdicke δ in mm verschiedener Metalle über der Wechselstromfrequenz f in kHz,
2 in einer zusammengestellten Darstellung das Absorptionsverhalten verschiedener Atmosphärengase in Abhängigkeit der Wellenlänge,
3 die Mikrostruktur von FeMnP0,5Si0,5,
4 in einer perspektivischen Darstellung die Struktur von Mn(CO)5J-Anionen,
5 in einer perspektivischen Darstellung die Struktur von [Mn3Se2(CO)9],
6 in einer perspektivischen Darstellung in der oberen Abbildung die Struktur der Verbindung [Fe3Se2(CO)9] und in der unteren Abbildung die Struktur der Verbindung [Mn3Se2(CO)9]2-Anion. Es wurde auf die Darstellung der CO-Gruppen verzichtet. Die Ebenen, die die Kohlenstoffatome jedes Mn-Atom spannt sind durch durchgezogene Linien angedeutet,
7 in einer perspektivischen Darstellung einen Teil einer alternierenden Kette von dreikernigen [Fe352(CO)9]- und zweikernigen [Fe2(52)(CO)6],
8 in einer perspektivischen Darstellung die Überlagerung der Strukturen von [Mn3Se2(CO)9]2- (fett dargestellt) und [Mn3Se2(SeMe3)(CO)9]2- (dargestellt als gestrichelte Linie) (9), welche eine komplette 2-my-Kohlenstoffbrücke bilden,
9 in einer Diagrammdarstellung das 1H-NMR-Absorpionsverhalten von Ph-Protonen in [Ph4P]2[Mn3Se2(CO)9] (im linken Figurenteil A) und [Ph4P]2[Mn3Se2(CO)9] (im rechten Figurenteil B),
10 ein Diagramm zur Veranschaulichung der Teilchengröße und der Korngröße von gesinterten Partikeln,
11 ein Diagramm zur Veranschaulichung von Phasenzuständen,
12 ein Diagramm zur Veranschaulichung von Korngrößen und Teilchengrößen,
13 ein Diagramm zur Veranschaulichung des E-Moduls von Werkstoffgruppen,
14 ein Diagramm zur Veranschaulichung der Bruchzähigkeiten von mit Zirkondioxid verstärkten Keramiken,
15 ein Diagramm zur Veranschaulichung der Abhängigkeit der Biegesteifigkeit von der Temperatur,
16 ein Diagramm zur Veranschaulichung thermischer Ausdehnungskoeffizienten,
17 ein Diagramm zur Veranschaulichung der Biegefestigkeit,
18 ein Diagramm zur Veranschaulichung des Verlaufes von Temperaturwerten bei einer Kühlung und
19 eine schematische Darstellung einer Faser mit Metallpartikeln und keramischen Anteilen.
1 zeigt den physikalischen Effekt der Stromverdrängung in oberflächennahe Randschichten eines stromdurchflossenen Leiters anhand einer Diagrammdarstellung, d. h. die äquivalente Leitschichtdicke δ in mm verschiedener Metalle über der Wechselstromfrequenz f in kH.
2 illustriert in einer zusammengestellten Darstellung das Absorptionsverhalten verschiedener Atmosphärengase in Abhängigkeit der Wellenlänge.
3 zeigt die bekannte Mikrostruktur von FeMnP0,5Si0,5.
4 zeigt in einer Prinzipskizze die Struktur von Mn(CO)5J-Anionen. Im kristallinen Aufbau von [Ph4P][Mn(CO)5] werden die Ladungen des einkernigen Ionenkomplexes [Mn(CO)5] durch Tetraphenylphosphonium-Kationen kompensiert. Der Kristallkomplex bestehend aus einem mittig liegenden Mn-Teilchen, welches über fünf Verbindungen hin zu jeweils einem C- und einem O-Teilchen verfügt, ist von tetraederförmiger Anordnung. Typische Bindungslängen und Bindungswinkel zwischen den Teilchen sind in folgender Tabelle zusammengestellt:
Die strukturellen Ähnlichkeiten von Mn(CO)5J-Anionen und [HMn(CO)5] sind zu beobachteten. Die Synthese und Strukturanalyse der Mn(CO)5J-Anionen bestätigt, dass die Energiebarriere zwischen quadratpyramidalen und trigonal-bipyramidalen Anordnungen der ligands in MLS complexesis sehr gering sind. Diese Art von Komplexen stereochemisch nicht starren Geometrie, wodurch beispielsweise ein anderes Gegenion vorhanden ist, kann eine Änderung in der Anordnung der Liganden begründen. Bemerkenswert ist also, dass trotz der niedrigen Energiebarriere bisher nur die [Mn(CO)5]-Anionen das einzige Beispiel für das Vorliegen von zwei geometrischen Isomeren von [M(CO)5] n-Komplex ist. Auch die Winkel innerhalb der [Mn(CO)5]-Anionenanordnung sind in o. g. Tabelle aufgelistet.
5 zeigt in einer perspektivischen Darstellung die Struktur von [Mn3Se2(CO)9]. Die Ergebnisse einer Röntgenstrukturanalyse zeigen, dass Kristalle von [Ph4P]2[Mn3Se(CO)9] zusätzlich zum gemischtvalenten dreikernigen [Mn3Se2(CO)9]2-Ion in dem Komplex THF-Moleküle im Verhältnis: 2:1 beinhalten.
Die Schweratomstruktur von [Mn3Se2(CO)9] ist eine leicht verzerrte quadratische Pyramide mit einer abwechselnden Anordnung von Mn und Se-Atomen in dem Oberflächenbereich und einem dritten Mn-Atom an der Spitze. Hier ist die Umwelt für jedes der Mn-Atome von den beiden Se-Atomen und drei Kohlenstoff-Ligands zusammengelegt. Eine Besonderheit in der Anordnung der Kohlenstoffgruppen hat das Mn-Atom an der Spitze der Pyramide.
Einer der Mn... C-Abstände sind unerwartet lang, während in der entsprechenden Kohlenstoff-Gruppe die Bindungen besonders in Richtung der benachbarten Mn-Atome geneigt sind. In diesem Merkmal ist eine neue Art von asymmetrischen Kohlenstoffbrücken realisiert. Während das Schweratom-Skelett [M3Se2] in der gleichen Verbindung isoelektronisch Eisenkomplex [Fe3Se2(CO)9] aufweist, unterscheiden sich die beiden Verbindungen in der Anordnung der Kohlenstoff-Ligands an das Metallatom M3Se2 in der Spitze der Pyramide.
Offensichtlich führt eine elektronische Antivalenz von Mn(1) und Mn(2) auf die Tatsache, dass eine asymmetrische Kohlenstoffbrücke C(7) zwischen Mn(2) und M(3) gebildet wird. Die elektronische Ungleichheit von Mn-Atomen ist besonders offensichtlich, wenn man die entsprechenden Mn-Se-Bindungslängen (Mn(1) 2.458(2) oder 2439(2), Mn(2): 2407(2) und 2,402(2) Angström) berücksichtigt. Dies kann aufgrund der unterschiedlichen Oxidationsstufen von Mangan-Atomen, deren gemeinsamen Mittelwert 0,67 beträgt, erklärt werden.
Wenn man nun auf die beobachteten Bindungslängen und Koordinationszahlen abstellt, hat man die Atome Mn(2) und Mn(3) die Oxidationsstufe 1 und sie werden zugeordnet, während Ergebnisse für Mn(1), einen Wert von ±O ergibt. Das Molekül weist eine Punktsymmetrie auf, wobei die Manganzentren in der Spiegelebene liegen. Wenn die schwache Wechselwirkung der asymmetrischen Brücke (Mn(2)-C(7) 2726(7)) vernachlässigt wird, ergibt sich das alle drei Mn-Atome eine quadratisch-pyramidale Geometrie von drei Kohlenstoff- und Selen zwei Liganden umgibt. In dieser Betrachtung hat Mn(2) eine verzerrt-oktaedrischen Ligandenumgebung.
Im Gegensatz zu der quadratisch-pyramidalen Koordinationen der Manganzentren sind die Koordinationen von Fe(3) in 6-trigonal bipyramidaler Gestalt.
Die Anordnung der Kohlenstoff-Liganden zu Fe(3) ist in der Weise, dass Fe(1) und Fe(2) umgeben ist. Sie sind chemisch äquivalent und haben in etwa die gleiche Länge von Eisen-Selen-Bindungen (Fe(1): 2.351(1) 2.359(1), Fe(2): 2.354(1) 2.358(1) Angström). Die molekulare Symmetrie Cs mit der Spiegelebene verläuft nun durch die beiden Selenatome und Fe(3). In der gemischtvalenten Verbindung 6 hat Fe(3) die Oxidationsstufe +2, während Fe(1) und Fe(2) formal +1.
Das hier vorgestellte Material geht nun von der Annahme aus, dass in Komplexen des Typs [M3X2(CO)9]z (X = S, Se, Te, z = –2, –1, 0, +1)/5a–e/ eine asymmetrische Kohlenstoff-Brücke gebildet ist, wenn die beiden Metallatome an der Basis des pyramidenförmigen M3X2 nicht äquivalent elektronisch sind. Hier wird das höhere oxidierte Metallzentrum durch die Brücke gegebenenfalls durch eine Wechselwirkung stabilisiert. Der Übergang ist nicht-Äquivalent. Hier wird die höhere oxidierten Metallzentrum durch die Brücke gegebenenfalls durch eine Wechselwirkung stabilisiert.
Der Übergang von der nicht-verbrückten zur verbrückten Form wird mit einer 30 Grad-Rotation der apikalen M(CO)3 ihrer Symmetrieachse und einer anschließenden Kippen um 15 Grad in Richtung M(2) zugeordnet. Zur gleichen Zeit tritt ein Wechsel von trigonal-pyramidal zur quadratisch-pyramidalen Koordination auf.

6 zeigt in einer perspektivischen Darstellung in der oberen Abbildung die Struktur der Verbindung [Fe3Se2(CO)9] und in der unteren Abbildung die Struktur der Verbindung [Mn3Se2(CO)9]2-Anion. Es wurde auf die Darstellung der CO-Gruppen verzichtet. Die Ebenen, die die Kohlenstoffatome jedes Mn-Atom spannt, sind durch durchgezogene Linien angedeutet. Ausgesuchte Bindungslängen und Bindungswinkel zwischen den Teilchen des [Mn3Se2(CO)9]2-Anions sind in folgender Tabelle zusammengestellt:

Distances:		Angle:
Mn(1)-Se(1)	2.407(2)	Se(1)-Mn(1)-Se(2)	82.5(1)
Mn(1)-Se(2)	2.402(2)	Se(1)-Mn(2)-Se(2)	80.7(1)
Mn(2)-Se(1)	2.458(2)	Se(1)-Mn(2)-Se(2)	80.9(1)
Mn(2)-Se(2)	2.439(2)	Middle figures	81.3
Mn(3)-Se(1)	2.446(2)
Mn(3)-Se(2)	2.444(2)
Mittelwert:	2.432
Mn(1)-Mn(2)	3.647(2)	Mn(1)-Mn(3)-Mn(2)	82.6(1)
Mn(1)-Mn(2)	2.803(3)	Mn(1)-Mn(2)-Mn(3)
Mn(1)-Mn(2)	2.724(2)	Mn(2)-Mn(1)-Mn(3)
Se(1)...Se(2)	3.171(2)
Mn(2)-C(4)	1.805(8)	Mn(2)-C(4)-O(4	176.8(1)
Mn(2)-C(5)	1.803(6)	Mn(2)-C(4)-O(4	176.6(1)
Mn(2)-C(6)	1.769(9)	Mn(2)-C(4)-O(4	176.0(1)
Mn(3)-C(7)	1.783(8)	Mn(3)-C(7)-O(7)	176.5(1)
Mn(3)-C(9)	1.794(7)	Mn(3)-C(9)-O(9)	171.0(1)
Mn(2)-C(7)	2.726(7)

[MnFe25e2(CO)9]- verglichen mit [Mn35e2(CO)9]2
Eine verwandte Verbindung mit gemischtem Metall-Komplex [MnFe25e2(CO)9]-/3e/ wurde synthetisiert und als isostrukturell mit [Fe35e2(CO)9]/Sb/ beschrieben, verwendet. Die Strukturanalyse wurde auf der Basis eines ungeordneten Modells, bei dem zwei der drei Metallzentren statistisch durch Mn und Fe besetzt werden, geführt. Das Problem der Fe/Mn-Verteilung in dem komplexen Anion [MnFe25e2(CO)9]- ist die Aufgabe, um die oben beschriebenen Ergebnisse zu erreichen. Diese Verbindung sollte isostrukturell mit 6 sein.
Die Struktur kann besser beschrieben werden, wenn man das Vorliegen einer asymmetrischen Kohlenstoffbrücke annimmt. Die [MnFe25e2(CO)9]-Anion Kohlenstoffbrücke wird daher nicht als 6 gefunden, aber gebaut eher wie [Mn3Se2(CO)9].
Unter Berücksichtigung des individuellen Metalls Selen dessen Abstände zeigen, dass die Positionen der Metallatome in der Basis des M35e2 Pyramide in aller Wahrscheinlichkeit nicht statistisch, sondern in geordneter Weise von Mangan (Position M(1)) und Eisen (Position M(2)) belegt. Hier ist das formal höher oxidierte Metallatom (hier Mn) durch die asymmetrische Kohlenstoffbrücke in Übereinstimmung mit der oben formulierten Hypothese stabilisiert.
[Fe352(CO)9][Fe2(52)(CO)6], verglichen mit [Mn35e2(CO)9]2
Obwohl asymmetrische Kohlenstoffbrücken in der Chemie sehr weit verbreitet sind, gibt es nur sehr wenige Beispiele für die [MnFe25e2(CO)9]2-Anion eine unerwartet lange mit Mn identifiziert Form. Eine wesentliche, bisher unentdeckt asymmetrische Brücke dieser Art findet sich im [Fe352(CO)9]-Einheit Komplex. Die Eigenschaft kann auch bei [Fe352(CO)9][Fe2(52)(CO)6] gefunden werden. Die ist überraschend typisch für einen langen M... C-Kontakt, obwohl die beiden Fe-Atome in der Basis des pyramiden Fe352 chemisch äquivalent sind. Die mit der Anordnung ungewöhnliche Lage des apikalen Fe(CO)3 ist als alternative Konformation bekannt. Nach bisherigen Erkenntnissen muss aber auch von der Anwesenheit einer asymmetrischen Kohlenstoffbrücke ausgegangen werden. Die Erklärung für das unerwartete Verhalten von [Fe352(CO)9] in der komplexen Addukt wird in der Anordnung der beiden Komponenten im Kristall hoch gefunden. Diese werden so verpackt, dass die Komplexe vorhanden sind, in der Tat, wie Charge-Transfer-Addukte.
7 zeigt in einer perspektivischen Darstellung einen Teil einer alternierenden Kette von dreikernigen [Fe352(CO)9]- und zwei-kernigen [Fe2(52)(CO)6]. Wenn dreikernigen [Fe352(CO)9]- und zwei-kernigen [Fe2(52)(CO)6] molekular alternierenden zu 3.15 Angström, intermolekulare S-S-Brücken zu unendlichen eindimensionalen Verbindungen bilden. Es ist wahrscheinlich auf die Disulfidgruppe des zweikernigen Komplexes und den resultierenden Elektronenmangel [Fe352(CO)9] zurückzuführen und wird durch die asymmetrische Kohlenstoffbrücke kompensiert und übertragen in eine Elektronendichte in eine thetrinucleare Komponente. Dies erklärt, warum das gleichzeitig auftretende Mössbauer-Spektrum von [Fe352(CO)9](Fe2(52)(CO)6] von der sich der isolierte Komplexe signifikant unterscheidet.
[Mn3Se2(CO)9]2 im Vergleich zu [Mn3Se2(SeMe3)(CO)9]2
Beobachtet wird – im System [Mn2(CO)10]/Na25e/[Ph4P]Cl die Förderung der Reaktion [Mn35e2(CO)9]2-()[Mn35e2(5eMe3)(CO)9]2. Dieser Komplex wird unter Solvothermalbedingungen in Methanol formal durch die Zugabe einer Methanselenolat ligands und der Entfernung eines Elektrons von der Mangan-Struktur gebildet. Hier ist der my-2-5eMe3-Brücke zwischen Mn(1) und Mn(3) angebracht ist. (3) Für die asymmetrische Kohlenstoffbrücke zwischen Mn(2) und Mn.
8 zeigt in einer perspektivischen Darstellung die Überlagerung der Strukturen von [Mn3Se2(CO)9]2- (fett dargestellt) und [Mn3Se2(SeMe3)(CO)9]2- (dargestellt als gestrichelte Linie) (9), welche eine komplette 2-my-Kohlenstoffbrücke bilden und veranschaulicht diese Unterschiede. Die Position der Kohlenstoff-Ligands zu Mn(1) und Mn(2) ändert sich nur geringfügig, während Mn(3) eine oktaedrische Koordination hat, die aus zwei Klemmen CO-Liganden, die 2-my-Kohlenstoffbrücke, zusammengesetzt aus 2 my-SeMe3-Brücken und die beiden my-3-Selenid-Ligands.
Die Einführung der 2-my-SeMe3-Brücken und die damit verbundene Änderung in der Geometrie, d. h. die Bildung könnte durch Magnethaltekräfte befestigt werden. Der Komplex ist diamagnetisch 9a mit seiner geraden Zahl von 50 Valenzelektronen. Während das Komplex-Ion 9a mit einer ungeraden. Anzahl von Valenzelektronen zeigt die erwarteten Paramagnetismus (= 1,8 myB für myeff [Mn3Se2(CO)9)2]2- bei 100 K). Dies ist auch in der erheblichen Streuung der Phenylresonanzen im IH-NMR-Spektrum reflektiert.
9 zeigt in einer Diagrammdarstellung das 1H-NMR-Absorpionsverhalten von Ph-Protonen in [Ph4P]2[Mn3Se2(CO)9] (im linken Figurenteil A) und von [Ph4P]2[Mn3Se2(CO)9] (im rechten Figurenteil B). Diese Heusler-Legierungen durchlaufen häufig einen martensitischen Übergang zwischen der martensitischen und der austenitischen Phase, die im Allgemeinen aufgrund der Temperaturinduzierung stattfindet und erster Ordnung ist. Ni2MnGa-Anordnungen sind ferromagnetisch mit einer Curie-Temperatur von 376 K und einem magnetischen Moment von 4,17 IIB, die weitgehend auf den Mn-Atomen beschränkt ist und mit einem kleinen Moment von etwa 0,3 ILB mit den Ni-Atomen verbunden sind. Wie aus seiner kubischen Struktur erwartet werden kann, hat die Ursprungsphase eine geringe magnetokristalline Anisotropie-Energie (Ha = 0,15 T). Jedoch hat in ihrer martensitischen Phase die Verbindung eine viel größere Anisotropie (Ha = 0,8 T).
Die Martensitumwandlungstemperatur ist nahe 220 K. Diese martensitische Umwandlungstemperatur kann leicht auf etwa Raumtemperatur durch Ändern der Zusammensetzung der Legierung hin zu einer stöchiometrischen Legierung variiert werden. Die Niedrigtemperaturphase entwickelt sich aus der Ausgangsphase durch eine diffusionslose, lageändernde Transformation hin zu einer tetragonalen Struktur, a = b = 5,90 A, c = 5,44 A. Eine Martensitphase nimmt im Allgemeinen den Stamm mit der Transformation assoziiert auf (das ist 6,56% an c für Ni2MnGa), durch die Bildung von Zwillingsvarianten.
Dies bedeutet, dass sich ein kubischer Kristall teilt in zwei tetragonalen Kristallite, die sich eine Kontaktebene teilen. Diese Zwillinge sind zusammengepackt in passenden Orientierungen, um die Spannungsenergie (ähnlich wie die Magnetisierung eines Ferromagneten auf unterschiedlichen Orientierungen durch Aufbrechen in Domänen, um die magnetostatische Energie zu minimieren). Die Ausrichtung dieser Zwillingsvarianten durch die Bewegung der Zwillingsgrenzen führen zu großen makroskopischen Stämmen.
In der tetragonalen Phase mit höherer magnetischer Anisotropie kann ein angelegtes Magnetfeld eine Änderung der Dehnung verursachen, weshalb diese Materialien als Aktuatoren verwendet werden können. Neben diesem ferromagnetischen Formgedächtniseffekt kann man sehr nah an der martensitischen Übergangstemperatur beobachten, dass eine große Änderung der Magnetisierung für niedrig angelegte Magnetfelder vorliegt. Diese Änderung in der Magnetisierung ist ebenfalls auf die magnetokristalline Anisotropie bezogen.
Diese Änderung in der Magnetisierung, welche zu einer moderaten magnetischen Entropieänderung von wenigen J/molK führt, wird verstärkt, wenn auf einem Einkristall implementiert wird. Wenn die Zusammensetzung in diesem Material in einer Weise vorliegt, dass die magnetische und strukturelle Umwandlung bei der gleichen Temperatur erfolgt und abgestimmt wird auf die größte magnetische Entropie, werden Veränderungen beobachtet.
Für die magnetischen Anwendungen werden extrem große Längenänderungen in dem martensitischen Übergang zu Alterungswirkung führen. Es ist bekannt, bei magnetischen Formgedächtnislegierungen, dass häufig nur Einkristalle gefahren werden, während polykristalline Materialien spontan pulverisieren nach mehreren Zyklen. Man kann die Temperatureffekte durch Druck auf die kristalline Formationen steigern, aber auch Alterungseffekte und Deklination der Polykristallinen werden dann beobachtet.
Fe2P-basierte Verbindungen bieten die Möglichkeit zur Verhinderung von Ionisationsprozessen, die binäre intermetallische Verbindung Fe2Ph kann als Basislegierung für eine praktikable Mischung aus Materialien berücksichtigt werden. Diese Verbindung kristallisiert in der hexagonalen, nicht-punktsymmetrischen FeMn-Phosphor-Verbindung, und hat alle positiven Eigenschaften, um als Transponder für Haus-Kühlsysteme verwendet zu werden.
Substitutionen von Fe und/oder Mn sind denkbar mit AS, Zi, Ni, Ge, Si. Fe belegt die 3g- und 3f-Seiten und p die Ib- und 2c-Seiten. Dadurch erhält man eine Stapelung von abwechselnd P-reichen und -armen P-Schichten. Die Neutronenbeugung ergibt, dass das magnetische Moment des Fe auf dem 3g-Seite etwa 2 my-B, während der Moment auf den 3f-Seite ist etwa 1 my-B. Die hexagonale Form hat schlechte Möglichkeiten, durch die Alterung als magnetische Quelle wiedergewonnen zu werden.
Eine wesentliche Ursache für die elektrisch leitfähigen Eigenschaften der polymeren Fasern durch die Dotierung liegt darin, dass in der dielektrischen Trägerstruktur des Polyesters die Metallpartikel zwar räumlich voneinander getrennt sind, dass jedoch die Elektronenwolken der Metallpartikel einander überlappen. Die Einbettung der Dotierungselemente in den Polyester verhindert Zersetzungsprozesse und verhindert äußere Einflüsse.
Insbesondere werden eine Reoxidation, eine Reibungszersetzung vermieden und die Flexibilität verbessert.
Es können im Hinblick auf die Strahlung genau fixierte, scharf begrenzte und reproduzierbare Frequenzgänge erreicht werden.
Insbesondere ist es im Hinblick auf die Strahlungsemission möglich, durch eine geeignete Dotierung durch die Generierung von Infrarotstrahlung im Frequenz-Bereich von 4,5 μm bis 11,5 μm zu erreichen.
Alternativ zur Verwendung von polymeren Fasern aus PET ist es auch möglich, Aramide einzusetzen. Die Herstellung der Fasern kann Elektro-Spinningverfahren erfolgen.
Ein typischer Durchmesser der Fasern liegt mit Bereich 2 μm bis 6 μm. Die Dotierung mit den Metalpartikeln erfolgt vorzugsweise in einem Gasplasma.
Eine typische Faserlänge liegt im Bereich von 2 cm bis 4 cm.
Als Dotierungselemente eignen sich insbesondere die folgenden chemischen Elemente wahlweise im Reinzustand oder als Legierung. Gedacht ist insbesondere an die Verwendung von Selten-Erd-Metallen. Verwendbar ist da beispielsweise auch Eisen, Mangan, Phosphor, Silicium, Lanthan, Germanium, Natrium, Zink, Flour oder Arsen. Darüber hinaus sind auch Aluminium, Kupfer und/oder Nickel verwendbar.
Ebenfalls ist an die Verwendung von Erdmetallen oder Alkalielementen, beispielsweise von Magnesium, Calcium, Natrium oder Kalium gedacht.
Die Einbindung des keramischen Materials in das polymere Grundmaterial erfolgt bei einer jeweiligen Größendimensionierung in einem molekularen Bereich, materialabhängig ist auch eine entsprechende Größenordnung in einem atomaren Bereich möglich. Die Durchmesser der eingelagerten Elemente betragen somit maximal 1 Mikrometer, bevorzugt maximal 1 Nanometer. Im Allgemeinen können diese Durchmesser zwischen den Durchmessern eines Wasserstoff-Atoms und dem Durchmesser eines Uran-Atoms liegen.
Bei einem keramischen Heiz- oder Kühldraht in Mikrometerstruktur ordnen sich die Metallpartikel in Gasplasmaform, amorph in einem Koordinatensystem getrennt voneinander inhomogen ein. Dieses hat zur Folge das in einer dielektrischen Trägerstruktur, in der x, y, z-Achse Metallpartikel räumlich getrennt, jedoch über ihre Elektronenwolken miteinander verbunden sind. Vorteil dieser technischen Vorgehensweise, im Vergleich zur bestehenden Beschichtungs- und Drahteinzieh-Verfahren ist es erstens, dass es keine Zersetzungsprozesse aus Diffraktion der einzelnen Kristalle und Metall-Partikeln gibt, zweitens sind die einzelnen Partikel durch die amorphe räumliche Trennung voneinander und vom Trägermaterial isoliert getrennt eingebunden in eine die elektrischen Leiter von eigenen und äußeren Einflüssen sowie zeigen isolierte Eigenschaften auf der Berührungsfläche/Oberfläche in x, y, z-Richtung; was die Gebrauchs-, Funktions- und Langlebigkeit in Sicherheit und Funktionseffizienz erheblich steigert. Reoxidation, Reibungszersetzung und Flexibilitätsmerkmale werden verbessert zugunsten erhöhter Effizienz und Effektivität der Nutzung.
Ein Vorzug dieser Technik, liegt in der gezielten Verwertbarkeit von genau fixierten emittierenden Frequenzgängen an zu strahlenden Körpern oder Metallpartikeln.
Somit können die einzelnen Arbeitsbereiche und Funktionsweisen modular elaboriert werden.
Die hieraus entstehenden ”Filter” ermöglichen genaue spektral Emitter, welche ausschließlich im Spektrum von IR-C Bereichen ab 4,5 μm bis 11,5 μm des sichtbaren Lichtes strahlen. Auch kann definiert werden, dass im Umkehrschluss Absorptionen von Licht, Schall und elektromagnetischen Feldern, sowie Druck auf Materialien gezielt in definierten Bereichs-Frequenzen vorgenommen werden können.

Eine erste folien- oder gewebeartige Ausführungsform besitzt die folgenden Kenndaten:

Eigenschaften	Einheit	Wert
Gesamtdicke	mm	0,38
Toleranz	mm	±0,025
Bruchfestigkeit	KN/mm	12
Dehnung	%	20
Härte	Shore A	90
Zugfestigkeit	N/mm²	-
Dauerbetriebstemperatur	°C	–60–+200

Diese Folie hat 38 μm Durchmesser, Breite nach Wahl, max. 1600 mm. Glasfaserverstärktes Polyamid Gewebe, mit 40% Keramik Anteil.
Gemäß einer zweiten Ausführungsform liegen die folgenden Kenndaten vor:

Eigenschaften Einheit Wert

Füllstoff wärmeleitende

Polyimiddicke μm 25

Materialdicke μm 150

Zugfestigkeit MPa 46

Reißfestigkeit kN/m 60

Härte Shore C 90
Die zweite Folie hat 25 μm Durchmesser, Breite nach Wahl, max. 1600 mm, Cellulose (Papier) und Polymidsubstrat, versetzt mit Graphenpulver zu 15% in Mischungsverhältnis.
Der aus den Fasern hergestellte Draht kann als Heizelement verwendet werden.
Draht aus PET oder Aramiden, Faser durch Elektro-Spinning-Verfahren, Durchmesser 2 μm– bis max. 6 μm, Verfüllt mit Gasplasma Metallpartikeln. Länge 2 cm– bis max. 4 cm, für Heizfolie, Flächenwiderstand 0,4 mili Ohm pro cm².
In Textilgewebe: Heizdraht nach Kundenspezifischer Angabe in Durchmesser und Länge.
Hybridheizelemente bieten ein enormes Potential zur Miniaturisierung, da sie Hitze genau dort erzeugen, wo sie benötigt wird.
Energieersparnis, da der Wärmeverlust an unbeteiligte Bauteile minimal ist (Energieeffizienz).
Prozesszeitreduzierung, da einerseits durch die geringe thermische Masse der Keramikheizer die Hitze in kürzester Zeit erzeugen können.
Die Keramik kann in besonderen Anwendungen eingesetzt werden.
Durch höhere Prozesstemperaturen können Prozesse wie Schweißen oder Schmelzen noch schneller durchgeführt werden.
Hybridheizelemente sind im gesamten Temperaturbereich stufenlos regelbar. Aufgrund der linearen Temperaturabhängigkeit des Widerstands kann der Platinheizleiter gleichzeitig die Funktion eines Temperatursensors übernehmen und somit die Temperatur des Heizelements messen und regeln. Die Lebensdauer und Belastbarkeit (Temperaturwechselbeständigkeit, ständiges Aufheizen und Abkühlen) ist sehr hoch.
So können bei einer Temperatur von 1.000°C mehrere tausend Betriebsstunden erreicht werden.
Höchste mechanische Festigkeit, auch bei hohen Temperaturen, elektrisch leitend, höchste Risszähigkeit, hoher Weibul-Modul. Kaum benetzend mit Funkenerosion bearbeitbar. Hervorragende Verschleißbeständigkeit, gute Gleiteigenschaften, sehr gute Wärmeleitfähigkeit, kleine Masse (Dichte 3,9 g/cm3) extrudiert. Farbe: braun bis goldbraun.
Für die Leitfähigkeit sind Ionen als Ladungsträger verantwortlich. Deren Beweglichkeit ist aber durch den Einbau in die Kristallstruktur gering. Der Anteil unterschiedlicher Ionen an der Gesamtleitfähigkeit eines Werkstoffs wird durch die Überführungszahlen von Kationen, Anionen und Elektronen oder Leerstellen dokumentiert. Derartige Heizelemente können eine Temperatur von ca. 1.000°C im Dauerbetrieb oder bis zu 1.300°C für kurzzeitige Temperaturspitzen erreichen. Typische Bauformen sind rohrförmige (tubulare) Heizelemente, sog. Rohrheizer, Stabheizer oder Lamellenheizer, oder flache Heizplatten.
CaO-Al2O3-SiO2-Schmelze ist der Basiswerkstoff, kombiniert mit PA Molekülen in einem Mischungsverhältnis von 40% zu 60%.
Bevorzugte Materialien sind Siliziumnitrid und -carbid, Oxidkeramik und Grafit.
Die Fasern werden zu einem Draht und Leiterausbildung verwendet.
Elektronenleitung, wie sie in metallischen Werkstoffen große Bedeutung hat, kann mit dem Bändermodell erklärt werden. Bereits im Einzelatom kann ein Elektron immer nur einen durch entsprechende Quantenzahlen beschriebenen Energiezustand einnehmen (Pauli-Prinzip). Die diskreten Energieniveaus der Elektronen der einzelnen Atome verbreitern sich im Atomverband jeweils zu einem Energieband, in dem die Elektronen gleichen Quantenzustands der außerordentlich vielen Atome sehr dicht beieinander liegende aber voneinander verschiedene Energiezustände besetzen können. Nehmen die Atome ihren Gleichgewichtsabstand r0 zueinander ein, so sind nur die Energieniveaus der miteinander in Wechselbeziehung stehenden Bindungselektronen zu einem Band aufgeweitet.
Typische erreichbare Dichten betragen für Metalloxid-Keramik > 99,7%.
Neben dem drucklosen konventionellen Sintern werden in der Keramik noch folgende Sintertechnologien angewendet:

– Reaktionssintern
– Vakuumsintern
– Drucksintern (axiales und isostatisches Heißpressen, Nachhippen)

Reaktionssintern wird vor allem bei speziellen Siliziumcarbid- und Siliziumnitrid-Werkstoffen eingesetzt. Der Vorteil liegt in der geringen Schwindung der Bauteile (< 5% bis 0%). Die Vakuum- und Drucksintertechnik erlaubt die Herstellung nahezu porenfreier Werkstoffe mit praktisch 100% theoretischer Dichte. Beim Sinterprozess mehrphasiger Werkstoffe entsteht bei hohen Temperaturen ein dichtes Gefüge bestehend aus mehreren kristallinen Phasen oder einer Mischung aus kristallinen und glasigen Phasen.
Wenn sich die Wärmeausdehnungskoeffizienten der unterschiedlichen Phasen unterscheiden, ziehen sie sich beim Abkühlen unterschiedlich zusammen und es entstehen Spannungen und Mikrorisse zwischen einzelnen Körnern. Der resultierende Ausdehnungskoeffizient des Werkstoffverbundes kann berechnet werden, wenn man annimmt, dass nur reine Zug- und Druckspannungen entstehen und keine Risse gebildet werden.
Zum Beispiel bei der Umwandlung elektrischer Energie in mechanische/thermische Energie. Die reine Deformation wird bei Anlegen von elektrischen Spannungen an Aktoren genutzt.
Bei Kristallen ist die Kristallsymmetrie ein weiteres Kriterium für das Auftreten der Piezoelektrizität. Die piezoelektrische Polarisation tritt nicht auf, wenn der Kristall ein Inversionszentrum besitzt. Bei allen 21 nicht-zentrosymmetrischen Punktgruppen kann Piezoelektrizität auftreten, mit Ausnahme der kubischen Punktgruppe 432. Anders gesagt darf eine Elementarzelle kein Symmetriezentrum (= ein Punkt, an dem eine Punktspiegelung den Kristall in sich selbst überführt) besitzen.
Das bekannteste Material mit Piezoeigenschaften ist Quarz (SiO₂). Quarzkristalle besitzen die nicht-zentrosymmetrische Punktgruppe 32. Jedes Si-Atom sitzt in der Mitte eines Tetraeders aus vier Sauerstoffatomen. Eine in Richtung Grundfläche-Spitze (Kristallografische Richtung) wirkende Kraft verformt nun diese Tetraeder derart, dass die zusammengedrückten Tetraeder elektrisch polarisiert sind und so auf den Oberflächen des Kristalls (in Richtung) eine Nettospannung auftritt.
Als aktive Sensormaterialien werden zunehmend auch piezoelektrische Dünnschichten eingesetzt. Mit Hilfe von Halbleitertechnologien ist es möglich, diese aktiven piezoelektrischen Dünnschichten auf Silizium abzuscheiden. Hierbei handelt es sich meist um Zinkoxid (ZnO) oder Aluminiumnitrid (AlN).
Der Kunststoff Polyvinylidenfluorid (PVDF) lässt sich – ähnlich wie piezoelektrische Keramiken – polarisieren und ist dann piezoelektrisch. Anwendungen hierfür sind Hydrophone.
Die Materialien, die für den Einsatz als Heizelemente/Heizleiter („aktive”, stromführende Komponente, die sich erhitzt) in Frage kommen, sind neben speziellen hochtemperatur- und oxidationsbeständigen Metallen (NiCr, FeCrAl, Pt; in inerter Atmosphäre auch W und Mo) auch leitfähige Keramik-Materialien, sog. Ceramic-Matrix-Composits (CMC, z. B. ATN = Al2O3/TiN-Mischkeramik, Al2O3/MoSi2-Mischkeramik, Si3N4/MoSi2 usw.) und Hybridheizelemente. Abhängig von der maximalen Einsatztemperatur und der Umgebungsatmosphäre wird für jedes Anwendungsgebiet das geeignete Material gewählt.
Trägermaterialien für Heizleiter, sog. Heizleiterträger, haben im Vergleich zu „aktiven” Heizelementen die Aufgabe die sich erhitzenden Heizwendeln, die über die Heizleiterträger gezogen werden oder daran aufgehängt werden, auch bei sehr hohen Glühtemperaturen dauerhaft zu tragen. Die Voraussetzungen an die Keramiken, die hierfür Einsatz finden, sind:

– Hohe Temperaturbeständigkeit (höher als die maximale Heiztemperatur),
– Elektrische Isolationsfestigkeit auch bei hohen Temperaturen,
– Chemische Beständigkeit und Korrosionsbeständigkeit in der geforderten Atmosphäre,
– Gute Temperaturwechselbeständigkeit.

Als idealer Werkstoff bietet sich hier Cordierit an. Cordierit ist ein Magnesium-Aluminium-Silikatmineral, das sich durch einen sehr niedrigen Längenausdehnungskoeffizienten auszeichnet. Dementsprechend gut ist die Temperaturwechselbeständigkeit bzw. anders ausgedrückt die Beständigkeit gegen Thermoschocks. Cordieritkeramiken gibt es sowohl in poröser als auch in dichter Form. Sie findet dort Anwendung, wo Poren keinen negativen Einfluss auf die Anwendung haben. Dies kann z. B. eindringende Feuchtigkeit sein, die mit der Zeit zu elektrischen Überschlägen führen kann. Hier kann dichtes Cordierit (C410) eingesetzt werden. Je nach Typ ist Cordierit bis zu einer maximalen Temperatur von ca. 1.240°C (C520) bzw. 1300°C (C530) einsetzbar. Spezialitäten mit hohem Aluminiumoxid- bzw. Mullitgehalt können bis 1.700°C eingesetzt werden. Diese Sondertypen weisen jedoch auch eine geringere Thermoschockbeständigkeit auf.
Gemäß einer ersten Variante besteht die Möglichkeit,

a) Fe und Zr in das Gitter einzubauen. Fe³⁺ wird auf Zr⁴⁺-Plätzen eingebaut, die entsprechend der Oxidationszahlen gegenüber dem ungestörten Gitter eine negative Ladung tragt. Zur Ladungskompensation gehen für ein eingebautes Fe³⁺-Kation ¼Zr⁴⁺ auf Zwischengitterplätze.

Eine andere Möglichkeit wäre, dass Sauerstoffleerstellen gebildet werden:

b) xFe ' / Zr , 1/2xV .. / 0 Es sei angemerkt, dass auch bei dem Beispielen 1 und 2 prinzipiell andere Fehlordnungen möglich wären

Man unterscheidet zunächst aufgrund der Ladungsträger zwischen Elektronen- und Ionenleiter. Bei den Elektronenleitern wird im allgemeinen eine weitere Unterscheidung aufgrund der Größe der spezifischen Widerstände, ρ, getroffen:

Supraleiter ρ < 10^–10 Ωcm

Metallische Leiter 10^–10 < ρ < 10^–4 Ωcm

Halbleiter 10^–4 < ρ < 10⁺⁵ Ωcm

Isolatoren ρ > 10⁺⁵ Ωcm
Bei Temperaturerhöhung ändern sich die spezifischen Widerstände wie folgt:
Bei polykristallinen mehrphasigen Werkstoffen sind diese Kriterien manchmal irreführend, da die Zuordnung aufgrund des spezifischen Widerstandes eine andere sein kann als die aufgrund der Temperaturabhängigkeit des spezifischen Widerstandes.
Beispielsweise sinkt der spezifische Widerstand von Graphit mit steigender Temperatur, während der von TiN, TaC und manchen oxidischen Keramiken steigt (diese zeigen demnach metallische Leitfähigkeit).
Die Herstellung einer Keramik kann, wie nachfolgend beschrieben, erfolgen.
Herstellung von ZrO₂-Keramik
ZrO₂-Pulver zur Herstellung von Ionenleiter oder auch von Mechanokeramiken wird heute vorwiegend durch Kopräzipitation hergestellt. Hierbei wird ZrCl₃ mit YCl₃ gemischt und anschließend hydrolysiert.
Hierbei wird eine Fällung von Zr(OH)₄ und Y(OH)₃ in feinverteilter Form erzielt. Bei der anschließenden thermischen Behandlung entsteht äußerst sinteraktives dotiertes ZrO₂-Pulver. Dieses wird kommerziell angeboten und ermöglicht bei Sintertemperaturen > 1400°C eine vollständige Verdichtung durch einen Festkörpersinterprozess. Es sei darauf hingewiesen, dass eine Sintertemperatur von 1400°C für eine Phase mit einem Schmelzpunkt > 2700°C außergewöhnlich niedrig ist.
Die gewählte Struktur der Größenordnung sowie der Partikeldichte, haben erhebliche Auswirkungen auf die Dehnungs- und Schrumpfungsfähigkeiten des Heiz- oder Kühldrähte, aber auch auf die molekulare Bruchdehnung innerhalb der Ionen-Leiterbahnen zwischen den Metallatomen. Werkstoffe, auf die eine Spannung wirkt, dehnen sich. Steife Werkstoffe (wie Stahl) dehnen sich nur wenig, nachgiebige Werkstoffe (wie Polyethylen) mehr. Dieser Sachverhalt drückt sich im E-Modul aus. Aber bevor wir diesen angeben können, definieren wir zunächst, was Dehnung ist.
Aluminiumtitanatkeramik ist nicht hochfest und daher eine recht untypische Mechanokeramik. Abb. 3.26. zeigt die Biegefestigkeit einer Al₂TiO₅-Keramik im Vergleich zu ZrO₂ und Al₂O₃.
Bei ZrO₂-Keramiken werden höchste Festigkeiten bei Zimmertemperatur erzielt, die aber bei Temperaturen oberhalb von 500°C rasch abfallen. Bei Al₂O₃-Keramiken ist ein deutlicher Abfall erst ab 1000°C zu beobachten. Im Gegensatz hierzu steigt die Festigkeit bei Al₂TiO₅-Keramik von ca. 30 MPa bei Raumtemperatur auf ca. 80 MPa bei 1000°C an.
Dieses hat Auswirkungen auf die thermischen Eigenschaften und Ausdehnungskoeffizienten: Das spezifische Volumen eines Kristalls nimmt mit steigender Temperatur zu, und der Kristall tendiert dazu, symmetrischer zu werden. Die generelle Volumenzunahme mit der Temperatur ist im Wesentlichen bestimmt durch die Zunahme der Amplitude von Schwingungen der Gitterbausteine um ihre mittlere Lage. Die abstoßende Kraft zwischen Atomen ändert sich bei Vergrößerung des Abstandes zweier Atome schneller als die anziehende Kraft. Als Konsequenz daraus ergibt sich, dass der Energieverlauf in Abhängigkeit vom Atomabstand unsymmetrisch ist (Abb. 3.2.1). Wenn die Gitterenergie zunimmt, führt die zunehmende Amplitude der Gitterschwingungen zu einem größeren Atomabstand, was einer Gitterexpansion gleichkommt.
Aus thermodynamischer Sicht nimmt die Energie der Struktur zu und die Entropie nimmt ab. Die Änderung des Volumens, hervorgerufen durch Gitterschwingungen, ist also eng verbunden mit einem Anstieg der inneren Energie. Konsequenterweise verlaufen Veränderungen des thermischen Ausdehnungskoeffizienten mit steigender Temperatur parallel zu Veränderungen der spezifischen Wärme.
(Bei anisotropen Kristallen unterscheidet sich der Wärmeausdehnungskoeffizient in Richtung der unterschiedlichen kristallographischen Achsen. Kristalle streben fast immer bei höheren Temperaturen eine höhere Symmetrie an. In tetragonalen Kristallen z. B. nimmt das Verhältnis der kristallographischen Achsen c/a (am Kristall) mit steigender Temperatur ab. Auch das Verhältnis der Ausdehnungskoeffizienten αc/αa nimmt in der Regel mit steigender Temperatur ab).
3.6. Nichtoxidkeramiken
3.6.1. Allgemeines über Nichtoxidkeramiken
Als Nichtoxidkeramiken werden Keramiken, die keinen oder nur wenig Sauerstoff enthalten bezeichnet. Nichtoxidkeramiken, die gegenwärtig technische Bedeutung haben sind:

Nitride: Si₃N₄ AlN BN TiN

Carbide: SiC B₄C WC TiC

Boride: TiB₂ ZrB₂

Silicide: MoSi₂
Die Nebengruppencarbide, -nitride, -boride und -silicide sind metallisch leitfähig, haben metallischen Glanz, allerdings viel höhere Härte als Metalle. Sie werden auch als Hartmetalle (oder Hartstoffe) bezeichnet. Wolfram- und Titancarbid sowie TiN werden überwiegend als Schneidstoffe eingesetzt. Hierbei ist Wolframcarbid der klassische Werkstoff („Widia”). Titannitrid ist goldgelb und von noch weit höherer Härte als Wolframcarbid. Es wird als Beschichtung für Wolframcarbidwerkzeuge verwendet („Goldmaster”). Neben den o. g. Nebengruppencarbiden und -nitriden werden noch weitere verwendet, z. B. Niob- oder Tantalcarbid und -nitrid. Titanborid und Zirkonborid werden aufgrund ihrer hohen Schlagzähigkeit hauptsächlich als Werkstoffe für Panzerungen verwendet. Molybdänsilicid, und auch Mischungen bzw. feste Lösungen mit Wolframsilicid, werden für Hochtemperaturheizelemente verwendet (bis 1850°C).
4. Siliciuminfiltriertes SiC (SiSiC)
Wird wie RBSiC hergestellt, nur ohne Austreiben des überschüssigen SiC. SiSiC zeigt Festigkeiten von ca. 350 MPa, die bis 1300°C im Wesentlichen erhalten bleiben, dann aber schnell abfallen. SiSiC zeigt weiterhin eine hohe Wärmeleitfähigkeit.
5. Drucklos gesintertes Siliciumcarbid (SSiC)
Feinstes sinteraktives Siliciumcarbidpulver wird mit Zusatz von 2% B + C (als Sinterhilfsmittel) bei 1900–2200°C gesintert. Hierbei tritt vollständige Verdichtung ein. SSiC hat ein sehr gleichmäßiges Gefüge mit kleinen Kristallitgrößen. Es weist Festigkeiten bis 500 MPa auf, die bis ca. 1400°C erhalten bleiben.
6. Heißgepresstes Siliciumcarbid (HPSiC)
Heißisostatisch gepresstes Siliciumcarbid (HiPSiC)
Auch hier werden feinste sinteraktive Pulver und B + C als Sinterhilfsmittel, allerdings nur ca. 1% d. h. weniger als bei der Herstellung von SSiC verwendet.
Die Formkörper werden unter uniaxialem Druck (HPSiC) oder isostatischem Druck (HiPSiC) von ca. 40 MPa verdichtet. Die Porosität beträgt unter 2%, das Gefüge ist sehr gleichmäßig mit kleinsten Kristalliten. Hieraus resultieren beste mechanische Eigenschaften mit Festigkeiten von ca. 550 MPa, die bei 1400°C nur wenig niedriger liegen.
Die mechanischen Eigenschaften verschiedenster Siliciumcarbidkeramiken bei 20 und 1400°C sind in Tab. 3.4. dargestellt. Tab. 3.4. Dichte und mechanische Eigenschaften von Siliciumcarbidkeramiken

Dichte in g/cm³ Festigkeit in MPa

20°C 1400°C

Gebundenes SiC 2.6 30 15

Rekristallisiertes SiC 2.5 100 100

RBSiC 3.0 350 200

SSiC 3.1 400 400

HPSiC 3.2 550 500
1) Reaktionsgebundenes Siliciumnitrid (RBSN)
Siliciumpulver wird plastifiziert. Nach der Formgebung wird unter Stickstoffatmosphäre auf ca. 1200°C erhitzt (d. h. man befindet sich unter dem Schmelzpunkt von elementarem Silicium). Hierbei reagiert das Silicium an der Oberfläche zu Siliciumnitrid. Wenn einige Zeit nitridiert wurde, wächst die Si₃N₄-Schicht nur noch langsam. Dann wird die Temperatur (auch aber den Schmelzpunkt von Silicium hinaus) erhöht.
Die Porosität beträgt ca. 15–20%. Der teilnitridierte Formkörper ist maschinell gut bearbeitbar. RBSN zeigt gute Hochtemperatureigenschaften (keine oxidischen Phasen).
2) Drucklos gesintertes Siliciumnitrid (SSN)
Feines sinteraktives Siliciumnitridpulver wird mit einem hohen Anteil an Sinterhilfsmitteln (~10%) Y₂O₃ und/oder MgO vermischt. Nach der Formgebung erfolgt die Sinterung bei ca. 1800°C in einer Pulverschüttung aus Si₃N₄. SSN weist hohe Festigkeiten (ca. 650 MPa), die allerdings oberhalb von 1000°C rasch abnehmen.
3) Heißgepresstes Siliciumnitrid (HPSN)
Heißisostatischgepresstes Siliciumnitrid (HiPSN)
Herstellung ähnlich SSN, jedoch mit weniger Sinterhilfsmittel (~5%). Die Sinterung findet unter Druck statt. Das Gefüge ist noch fein körniger als bei SSN, die mechanischen Eigenschaften noch besser (Festigkeit ca. 600 MPa).
Abb. 3.34. Biegefestigkeiten einiger Siliciunitridkeramiken als Funktion der Temperatur.
Ähnlich wie bei Siliciumcarbid sind auch zur Herstellung von Siliciumnitrid zahlreiche Polymerrouten entwickelt worden mit denen sich Pulver höherer Sinteraktivität herstellen lassen.
Das gebildete kettenförmige Polysilazan kann weitervernetzen. Bei Erhitzen unter NH₃ wird es in nanokristallines Si₃N₄ umgewandelt.
Im Prinzip können folgende Verstärkungselemente verwendet werden

– Partikel (Partikelverstärkung)
– Faserverstärkung Langfasern: SiC, Kohle oder Al₂O₃. Kurzfasern
– Whisker (kleine nadelförmige Einkristalle): vor allem SiC. Problem: Whisker sind lungengängig und nicht abbaubar daher: krebserregend.
– Platelets (kleine plättchenförmige Einkristalle): SiC, Al₂O₃.
– Einlagerung von Metallteilchen.

Die Wirkung von Verstärkungselementen ist im Idealfall folgende:

– Rissablenkung
– Rissverzweigung
– „Fibre Pull-out”

Abb. 3.35. zeigt schematisch die drei Effekte.
Dieses ändert sich erst mit der Verwendung von Mikrometer Drähten.
Der E-Modul ist ein Maß für den Widerstand eines Materials gegenüber elastischer Verformung. Werkstoffe mit kleinem E-Modul haben eine geringe Steifigkeit; wenn sie belastet werden, geben sie stark nach (Federn, Polstermaterial, Stabhochsprungstab). Atome innerhalb des Moleküls, d. h. ein elastisches Hin- und Herschwingen der Atome gegeneinander, entsprechend einer fortlaufenden Speicherung von kinetischer und potentieller Energie.
Keramische Werkstoffe haben einen sehr hohen E-Modul, bei Belastung zeigen sie nur sehr geringe elastische Verformung. Erst im Verbundwerkstoff von PA Fasern mit Keramik Partikeln, in Pulvergemisch entsteht ein Werkstoff. welcher sowohl Festigkeits- und Zug- und Druckfähigkeitsmerkmale besitzt, welche wiederum den Anforderungen eines Heizdrahtes mit Hochtemperatur Komponente entspricht.
Dieses bedeutet das die Langlebigkeit des Mikrometer Drahtes als Heiz- oder Kühlelement, ohne Histerese und molekularen Zersetzungen ermöglicht. Das bedeutet, dass die schnellere Bewegung der Gasmoleküle, welche die Erwärmung von einem Kilomol eines Gases um 1 K bei konstantem Volumen erfordert, eine Energiezufuhr von 0,993 kcal pro angeregtem Freiheitsgrad bedingt.
Für poröse (feuerfeste) Werkstoffe gelten folgende wesentliche Aussagen:

– Der innere Strahlungstransportanteil nimmt mit steigender Temperatur wesentlich schneller zu als der Leitungsanteil. Bei hohen Temperaturen findet der Wärmetransport weitgehend durch innere Wärmestrahlung statt.
– Der Leitungsanteil wird bei konstanter Temperatur mit steigender Gesamtporosität geringer.
– Der Strahlungsanteil wird bei gleicher Temperatur mit kleinerem mittlerem Porendurchmesser geringer. Er wird wesentlich von der Porengrößenverteilung beeinflusst.
– Bei gleicher Ausgangsporosität wird ein feuerfester Werkstoff mit kleinerem mittlerem Porendurchmesser einen geringeren Anstieg der effektiven Wärmeleitfähigkeit in Abhängigkeit von der Temperatur zeigen.
– Bei Anisometrien bzw. Texturen, besonders bei der Porenvolumenstruktur, kann die effektive Wärmeleitfähigkeit richtungsabhängig sein.

Fasst man alle dargestellten Aussagen zusammen, so kann man die Anforderungen an einen feuerfesten Werkstoff mit minimaler bzw. maximaler Wärmeleitfähigkeit formulieren. Ein Wärmedämmstoff mit optimalen Eigenschaften wird durch folgende Maßnahmen erhalten:

– Die Porosität ist auf die Einsatztemperatur bzw. das zu dämmende Temperaturgefälle abzustimmen. Die für die minimale Wärmeleitfähigkeit erforderliche Porosität sinkt mit steigender Einsatztemperatur.
– Die Poren sollen möglichst klein sein.
– Das Feststoffgerüst soll aus locker gepackten Kristallstrukturen aus Atomen mit hoher relativer Atommasse aufgebaut sein, komplizierte Verbindungen enthalten, feinkristallin sein, eine hohe Fehlstellendichte, großen Brechungsindex und geringe Transparenz aufweisen.
– Risse und Grobporen, die einen konvektiven Wärmetransport ermöglichen, sind zu vermeiden.
– Den Wärmedämmstoffen können Stoffe zugesetzt werden, die den Strahlungstransport behindern. Diese Maßnahme hat erfahrungsgemäß nur bis zu Temperaturen von unter 1000°C einen Effekt.

Ein feuerfester Werkstoff mit maximaler Wärmeleitfähigkeit wird durch folgende Maßnahmen erreicht:

– Der feuerfeste Werkstoff soll weitgehend porenfrei sein.
– Die Feststoffphase soll aus einer dichtgepackten Kristallstruktur aus Atomen mit einer geringen relativen Atommasse aufgebaut sein, aus möglichst großen Kristallen mit einer hohen Ordnung im Gitter, ohne Mikrorisse oder amorphe Anteile bestehen, möglichst einphasig sein und eine hohe Transparenz besitzen.
– Der Zusatz von Graphit oder SiC erhöht die Wärmeleitfähigkeit üblicher feuerfester Verbund-keramiken.

Durch den Zusatz von PA oder PET Anteilen wird die Elastizität und Bruchausdehnung der Mikrometer Faser wesentlich erhöht.
Folgende Schritte bei der Herstellung der Fasern sind zweckmäßig:

A. PET wird mit Metallstrukturen FeMnCu substituiert, zusammen mit CaO Nanopartikeln.
B. Durch Reibungen bei Nano-Draht Spinning werden die einzelnen überschüssigen Anteile an Partikeln entfernt.
C. Die einzelne Faser wird immer homogener in der äußeren Struktur.
D. Die einzelnen Metallpartikel zeigen bereits unter Einfluss des Elektronen Raster Mikroskopes, magnetisches Verhalten, indem die Metallpartikel Ladungswolken ausbilden (dicke Körner), über diese Ladungswolken/Elektronen-Wolken wird der Strom geleitet, und durchfliest den gesamte Faser sowohl in Längs- als auch in Querachse.

Die keramischen Partikel gemäß 19 dienen zur schnellen Absorption von hohen Temperaturen, um den internen Schmelzpunkt einer PET/PA-Faser zu erhöhen.

Claims

Faser aus mit elektrischer Leitfähigkeit, wobei das Fasermaterial durch einen Grundwerkstoff aus mindestens einem Polymer gebildet ist, welchem Elemente eingelagert sind, dadurch gekennzeichnet, dass die Elemente eine Größe von maximal einem Mikrometer Durchmesser aufweisen und mit einem Abstand derart versehen sind, dass sich Elektronenwolken mindestens bereichsweise überdecken und dass mindestens ein Teil der Elemente aus mindestens einem keramischen Material besteht.
Faser nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass mindestens einige der induzierten Elemente stromleitende Eigenschaften aufweisen, sodass die Faser wenigstens teilweise elektrisch leitend ist.
Faser nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die induzierten Elemente magnetokalorische Effekte aufweisen, sodass die Faser durch Einwirkung eines Magnetfeldes wenigstens teilweise eine Temperaturerhöhung erfährt.
Faser nach einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die induzierten Elemente innerhalb des polymeren Grundwerkstoffes in einer ungleichen Dichteverteilung eingebracht sind.
Faser nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die induzierten Elemente in Materialquerschnittsbereichen mit Stromverdrängungseffekt weniger dicht angeordnet sind als in Materialquerschnittsbereichen mit Stromverdichtungseffekt.
Faser nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, dass die induzierten Elemente in oberflächennahen Materialquerschnittsbereichen der äquivalenten Leitschichtdicke 6 eine in einer höheren Dichte induziert sind als ausserhalb dieses Bereiches.
Faser nach einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die induzierten Elemente durch Dotierung in den polymeren Grundwerkstoff eingebracht sind.
Faser nach einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die induzierten Elemente durch MnFe-Phosphorverbindungen gebildet sind.
Faser nach einem der vorgehenden Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die induzierten Elemente durch MnFe(As,PwGexSiz)s gebildet sind.
Faser nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die induzierten Elemente folgende Werte aufweisen: x = 0,3–0,7 und, oder w kleiner gleich 1 – x und z = 1 – x – w.
Faser nach einem der vorgehenden Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die induzierten Elemente durch FeMn-Phosphor-Verbindungen mit As,Si-Phosphor-Substitution und kombiniert mit La(FeMnP)AlCo gebildet sind.
Faser nach einem der vorgehenden Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die induzierten Elemente durch Verbindungen mit Mn-Zn gebildet sind.
Faser nach einem der vorgehenden Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die induzierten Elemente durch eine Legierung mit FeMnPO,7GeO,3 gebildet sind.
Faser nach einem der vorgehenden Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die induzierten Elemente durch eine Legierung mit FeMnP0,5Ge0,5 gebildet sind.
Absorbermaterial nach einem der vorgehenden Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die induzierten Elemente durch eine Legierung mit FeO,86Mnl,14PO,5Si0,35GeO,15 gebildet sind.