DE2647862C3

DE2647862C3 - Verfahren zur Herstellung von feuerfesten Verbundkörpern auf Faserbasis aus Siliciumcarbidfasern und metallischem Silicium

Info

Publication number: DE2647862C3
Application number: DE19762647862
Authority: DE
Inventors: Masaaki Hamano; Josaburo Hayashi; Hideo Kayano; Mamoru Omori; Seishi Yajima
Original assignee: Research Institute for Iron Steel and Other Metals of Tohoku University
Current assignee: Research Institute for Iron Steel and Other Metals of Tohoku University
Priority date: 1975-10-24
Filing date: 1976-10-22
Publication date: 1979-03-22
Also published as: FR2347463B1; SE429549B; CA1077969A; DE2647862A1; FR2347463A1; GB1562504A; SE7611744L; IT1069056B; SU680639A3; DE2647862B2; JPS5549034B2; JPS5252122A

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von feuerfesten Verbundkörpern auf Faserbasis aus durchgehenden bzw. kontinuierlichen Siliciumcarbidfasern und metallischem Silicium.

Durch das erfindungsgemäße Verfahren wird ein dreidimensionaler Faserverbundkörper mit hoher Feitigkeit erhalten, bei dem die ausgezeichneten Eigenichaften der fortlaufenden SilicLmcarbidfasern mit außerordentlich hervorragender Härte, mechanischer Festigkeit, Wärmeresistenz, Oxidationsbeständigkeit und Korrosionsbeständigkeit erhalten bleiben, unter in Verwendung von metallischem Silicium als Bindemittel für die fortlaufend _n Siliciumcarbidfasern.

Bislang wurden als feuer^feste V-.terialien mit hoher Festigkeit Keramiksinterkörner mit hohem Schmelzpunkt, Metallkeramik oder mit Kf-amikfasern oder is Whiskern verstärkte Keramikverbundkörper mit hohem Schmelzpunkt verwendet. Die Keramiksinterkörper sind jedoch üblicherweise wenig stoßfest und haben Bisbesondere eine geringe mechanische Festigkeit bei hoher Temperatur. Metallkeramikkörper mit Metall als Matrix haben zwar eine relativ gute Beständigkeit fegen mechanische Stöße, jedoch wird das Metall bei Anwendung solcher Metallkeramikkörper in oxidierender Atmosphäre bei hoher Temperatur rasch oxidiert und erweicht, so daß die Zeitdauer, in der günstige .r> Eigenschaften bei hoher Temperatur erhalten bleiben, kurz und die Anwendbarkeit beträchtlich beschränkt ist.

Durch Fasern oder Whisker verstärkte Keramikverbundkörper werden bezüglich ihrer Eigenschaften und Herstellbarkei! durch die verstärkenden Fasern oder vi Whisker erheblich beeinflußt. So wird der Verstärkungseffekt durch d'e Fasern oder Whisker durch Ausrichtung derselben in einer gewissen Richtung trhoht; wenn jedoch kurze Fasern oder Whisker von geringer Länge angewandt werden, wird eine Anord- -,-, nung derselben in einheitlicher Richtung über die Gesamtmatrix schwierig, und das Material ist im Bereich der Faser- oder Whiskerenden in Anbetracht •iner Scherspannungskonzentration bruchanfällig, und ferner sind die Maßnahmen zur ausgerichteten Anord 1,0 nung kompliziert, so daß die Herstellungskosten ansteigen.

Darüber¹ hinaus sind die Whisker bis zu etwa 20 mm lang, und ihre Feinheit ist nicht konstant, so daß Whisker mit gleichbleibenden Eigenschaften schwierig zu erhalten sind. Zusätzlich ist der Herstellungsschritt ziemlich kompliziert, wodurch die Herstellungskosten erhöht Werden.

Es gibt ein Verfahren zur Verbesserung der vorstehend beschriebenen rtusrichtbarkeit und zur Verhinderung von Scherbrüchen durch Anwendung von fortlaufenden Keramikfasern, wobei als solche fortlaufenden Fasern solche aus geschmolzenem Quarz, Aluminiumoxid-Einkristalle oder Kohlenstoff verwendet wurden.

Fasern aus geschmolzenem Quarz haben jedoch einen geringen Young-Modul, Aluminiumoxidfasern haben hohe Herstellungskosten und eine geringe Wärmeschockfestigkeii, und Kohlefasern können in oxidierender Atmosphäre bei hoher Temperatur nicht langer angewandt werden, d. h, die Anwendbarkeit solcher Fasern ist begrenzt

Ein Verfahren, bei dem Kohlenstoffasern bei einer Temperatur unter 1500°C in geschmolzenes Si getaucht werden, um nebeneinander eine Umwandlung der Kohlefasern in Siliciumcarbid und die Bildung von SiC-Si-Verbundkörpern zu erreichen, wurde in »THE ENGINEER« von Nov 1974 beschrieben. Die Herstellung der Kohlefasern ist jedoch kompliziert, so daß die Herstellungskosten hoch liegen, und die besagten Fasern enthalten eine ziemlich große Menge Poren und amorphen Kohlenstoff, so daß die Homogenität der Eigenschaften und die Gleichmäßigkeit gering sind, und durch Eintauchen der Fasern in geschmolzenes metallisches Silicium erhaltene Siliciuincarbidfasern haben eine ungleichmäßige Feinheit, und die Festigkeit ist lokal unterschiedlich. Wenn ferner in die Poren der vorstehend genannten Kohlenstoffasern eingedrungenes metallisches Silicium erstarrt und sich zusammenzieht, wird die Haftung des Siliciums in den Poren gering, und das neugebildete faserige Siliciumcarbid wird geschwächt, was /u einer Herabsetzung der Festigkeit führt. Demgemäß sind Verbundkörper aus Siliciumcarbidfasern und metallischem Silicium, die ausgehend von Kohlefasern und geschmolzenem metallischen Silicium gebildet werden, nicht nur tt-uer. sondern auch von geringer Festigkeit und ungleichmäßig.

Aufgabe der Erfindung ist daher ein Verfahren zur Herstellung von feuerfesten Verbundkörpern auf Faserbasis aus SiC und Si mit gleichmäßigem Aufbau und hoher Festigkeit bei geringen Herstellungskosten.

Die Lösung dieser Aufgabe besteht gemäß der Erfindung darin, daß die Hohlräume in einem Stapel von aus Siliciumcarbid bestehenden durchgehenden F asern. die durch Brennen aus einer hochmolekularen Organo siliciumverbindung bestehender gesponnener I asern erhalten werden, mit geschmolzenem metallischen Silicium gefüllt werden.

Nachfolgend wird das erfindunpsgemäßc Verfahren im einzelnen näher erläutert.

Gemäß der Erfindung können Si( Si Verbundkörper mit hoher Festigkeit erhalten werden, die Verbundkor per von fortlaufenden Fasern ml hoher Festigkeit darstellen, indem Faserstapel b/w -anhaufungen in Bündelform. Net/werkform. Seilform. Schichtform oder dergleichen von fortlaufenden SiIi. umcarbidfasern mit hoher Festigkeit gebildet werden, die hauptsachlich aus Siliciumcarbid bestehen und durch Brennen von hauptsächlich aus einer Organosiliciumverbindung zusämmengesetzten Fasern erhalten werden, und die Hohlräume im Stapel bzw. in der Faseranhäufung für eine enge Verhaftung der Fasern mit Silicium mit geschmolzenem metallischen Silicium ausgefüllt v/erden.

Die Bezeichnung »Stapel«, die hier benutzt wird, soll

die vorstehend angegebene »Bündelform«, »Netzform«, »Seilform« und »Schichtform« und dergleichen von durchgehenden Siliciumcarbidfasern bezeichnen.

Die gemäß der Erfindung zu verwendenden fortlaufenden Siliciumcarbidfasern werden nach dem in der DE-OS 26 18 150 beschriebenen Verfahren erzeugt, wobei die niedermolekularen Organosiliciumverbindungen der folgenden Gruppe (I)-(IO) als Ausgangsmaterial verwendet werden.

(1) Verbindungen, bei denen das Silicium nur an Kohlenstoff gebunden ist (»die nur Si-C-Bindungen haben«),

(2) Verbindungen mit Si-H-Bindung zusätzlich zur Si-C-Bindung,

(3) Verbindungen mit Si-Hal-Bindung,

(4) Verbindungen mit Si-N- Bindung,

(5) Verbindungen mit Si-OR-Bindung/ (R = Alkyl oder Aryl/,

(6) Verbindungen mit Si-OH-Bindung,

(7) Verbindungen mit Si-Si-Bindung,

(8) Verbindungen mit Si-O-Ci-Bindung.

(9) Ester von Organosiliciumverbindungen, (10) Peroxide von Organosiliciumverbindungen.

Von zumindest einer der zu den obigen Gruppen (1) bis (10) gehörenden niedermolekularen Organosiliciumverbindungen werden hochmolekulare Organosiliciumverbindungen mit Silicium und Kohlenstoff als den Hauptgerüstkomponenten durch Polykondensation unter Anwendung zumindest eines Bestrahlungs-, Aufheiz- und/oder Polykondensationskatalysatorzusatzverfahrens gebildet.die z. B. die folgende Struktur haben:

la)

Si K'ln Si O

wasserstoffgas, Organosiliciumverbindungsgas und/ oder Wasserstoffgas aufgeheizt zur Bildung der einleitend bzw. vorangehend erhitzten fortlaufenden Siliciumcarbidfasern. Die vorstehend beschriebene einleitende Erhitzung kann jedoch sogar unter (zumindest einer der) vorstehend genannten Gasatmosphären erfolgen, die zumindest ein oxidierendes Gas, ein Kohlenwasserstoffgas bzw. Wasserstoffgas mit einem Partialdruck von weniger als 1,33 kPa enthalten. Die vorstehend beschriebenen einleitend erhitzten Fasern werden bei einer Temperatur von 1000 bis 2000⁰C im Vakuum, Inertgas, CO-Gas, COj-Gas, Kohlenwasserstoffgas, Organosiliciumverbindungsgas und/oder Wasserstpffgas zur Bildung durchgehender Siliciumcarbidfasern gebrannt.

Verschiedene Eigenschaften von SiC-Fasern mit einer Dicke von etwa ΙΟμίτι, die durch Brennen bei 1300⁰C im Vakuum nach dem beschriebenen Verfahren erhalten wurden, sind in der nachfolgenden Tabelle 1 wiedergegeben. Ein Bündel von durchgehenden SiC-Fasern wird auf der beigefugten ,.otographischen Aufnahme gezeigt.

Tabelle 1

KristallgrolJe
Dichte
Härte

^!" Zugfestigkeit
Young Modul
Oxidationsbeständigkeit

Wärmeschockfestigkeit

(b) Si O (On O

MittlererDurchmesservon 3,3 nm 2.5-3,1 g/cm¹
9 (Mohs)
3OO-50()kg/mnr
(2.0-4.0)- lO'kg/mmselbst nach einem lOOslündigcn
Aufenthalt der Fasern in Luft bei 1300 C" wird keine Gewichtsänderung beobachtet

keine Veränderung der Textur
selbst nach >l000 Zyklen rascher Aufheizung und
von 25 C . MO(K) (

lc) Si (On

(d) Verbindungen, welche die vorstehend beschriebenen Gerüstkomponenten (a)—(c) als zumindest eine Teilstruktur in linearen, ringförmigen jnd dreidimensionalen Strukturen aufweisen oder Mischungen von Verbindungen mit den vorstehend angegebenen Skelettkomponenten (a)—(c).

Von zumindest einer der hochmolekularen Organosiliciumverbindungen mit zumindest einer der vorstehend angegebenen Molekülstrukturen wird, wenn nötig, unter Zusatz von oder Umsetzung mit einer kleinen Menge von zumindest einer organischen Metailverbindung. Metallkomplexverbindung oder organischen Polymeren, die von den vorstehend beschriebenen zwei Verbindungen verschieden sind, eine Spinnflüssigkeit hergestellt, die dann zu Fasern mit unterschiedlichen Längen und gleichmäßiger Feinheit versponnen werden kann. Die gesponnenen Fasern werden auf eine relativ niedrige Temperatur innerhalb eines Temperaturbereichs von 50 bis 409⁰C in oxidierender Atmosphäre erhitzt Und dann einleitend auf eine Temperatur von 600 bis IQOO⁰C unter Vakuum, Inertgas, CO-Gas, Kohlen*

In den oben beschriebenen durch Brennen der hauptsächlich aus hochmolekularem Organosiliciumverbindungen bestehenden gesponnenen Fasern erhaltenen Siliciumcarbidfasern verbleibt überlicherweise mehr als 0,01% freier Kohlenstoff und die verbleibende Menge variiert abhängig von unterschiedlichen Bedingungen wie der Brenntemperatur, der Brenndauer und der Brennatmosphäre. Dieser freie Kohlenstoff reagiert mit dem geschmolzenen metallischen Silicium unter Bildung von SiC an der Grenze /wischen den SiC-Fasern und dem metallischen Si. Die Bindung von SiC-Fa^crn an das metallische Si wird daher durch die durch lokale chemische Umsetzung herbeigeführte enge Haftung begünstigt, -iie auf die Umsetzung Jps freien Kohlenstoffs an der Grenzfläche der SiC Fasern gegenüber dem metallischen Si zurückgeht, zu der die Haftung infolge der Benetzbarkeit hinzukommt, und es kann eine stärkere bindung erreicht werden, so daß dieser freie Kohlenstoff eine sehr vorteilhafte Wirkung bei der Bildung von SiC-Si-Verbundkörpern ausübt. Ferner Hegt die Kristallgröße bei SiC-Faserrt gemäß der Erfindung, wie in Tabelle 1 angegeben ist, bei einigen nm, so daß die Anzahl von mikroskopischen Unebenheiten (Vorsprängen und Vertiefungen) an der Oberfläche der Fasern pro Flächeneinheit sehr groß wird, und da das geschmolzene metallische Silicium in unebene

Bereiche eingreifen kann, wird der Kontaktbcreich erheblich vergrößert, und die Haftung der Fasern am metallischen Silicium durch die Benetzbarkeit sehr fest, was ein hervorragendes Merkmal der Erfindung ist.

Der erfindungsgemäß dadurch, daß die Hohlräume des SiC-Faserstapels mit Si gefüllt werden, erzielbare Nutzen besteht in folgenden Punkten: Si unterscheidet sich von den anderen Metallen und selbst* wenn Silicium im geschmolzenen Zustand mit dem Hauptsächlich die Fasern bildenden SiC in Berührung kommt, verursacht das geschmolzene Silicium keinerlei Reaktion, durch welche die Eigenschaften der SiC-Fasern beeinträchtigt würden, und es besitzt ferner eine gute Benctzungsfähigkeit, und die sehr enge Bindung zwischen den SiC-Fasern und Si kann durch gegenseitige Diffusion von SiC und Si erzielt werden, und ferner reagiert der üblicherweise in den oben beschriebenen Fasern verbleibende freie Kohlenstoff mit dem Si unter Bildung von SiC, was dazu führt, dau die Bindung der SiC-Fasern an das Si stark erhöht wird. Ferner zeigt das Silicium selbst eine relativ geringe Abnahme der Zähigkeit und Festigkeit selbst bei hoher Temperatur, und es ist daher als Metall bevorzugt, das in der Lage ist, die oben angegebenen Eigenschaften des Verbundkörpers bei hoher Temperatur aufrechtzuerhalten. Wie aus dem Vorstehenden folgt, hat es sich ergeben, daß die gemäß der Erfindung anzuwendenden Fasern und das metallische Silicium die am stärksten bevorzugten Ausgangsmaterialien für die Bildung des Verbundkörpers auf Faserbasis mit hoher Festigkeit infolge einer starken Haftung sind.

Obgleich unterschiedliche Verfahrensweisen für die Herstellung von Metell-Faser·Verbundkörpern möglich sind, wird ein Verbundmaterial aus den erfindungsgemäß anzuwendenden Fasern und metallischem Silicium vorteilhafterweise durch eines der folgenden vier Verfahren gebildet:

(1) Der Faserstapel wird lediglich im Vakuum oder Inertgas in das geschmolzene metallische Si getaucht.

(2) Nach einem zu (1) ähnlichen Verfahren werden die Fasern durch einen Behälter geschickt, der das geschmolzene metallische Silicium enthält und unter Bildung eines Faserbündels heraufgezogen oder abwärtsgezogen wird.

(3) Die einzelnen Fasern oder Faserstapel werden mit dem geschmolzenen metallischen Si beschichtet, wonach die Fasern einem Heißpreßverfahren unterworfen werden.

(4) Die Fasern wurden in eine Form gegeben, in die dann das geschmolzene metallische Silicium gegossen wird oder die Fasern und festes Metall werden in eine Form gegeben, die dann auf eine Temperatur über dem Schmelzpunkt des Metalls erhitzt wird, um die Verbundformung zu ermöglichen.

Bei diesen Verfahren ist es wirksamer, wenn die Fasern und das geschmolzene metallische Silicium unter vermindertem Druck zusammengebracht bzw. integriert werden, wonach die Atmosphäre geändert wird, indem Druck aufgebracht und so das Ausmaß der Bindung stärker erhöht wird. Durch Anwendung davorstehend beschriebenen Verfahren ist es möglich, homogene und starke Verbundkörper auf Faserbasis ohne Porenbildung und Hohlräume zwischen den Fasern und dem Metall zu erzielen.

Vorzugsweise liegt der Gehalt an metallischem Silicium im Verbundkörper auf Faserbasis gemäß Erfindung bei 5 bis 35 Gew.-%. Mit weniger als 5% können die Hohlräume im Fasefstapel nicht vollständig ausgefüllt Werden, so daß es unmöglich wird, einen aus den Fasern und dem Metall zusammengesetzten zufriedenstellenden Verbundkörper zu erhalten und die Festigkeit des Verbundkörpers nicht befriedigt. Wenn der Gehalt auf der anderen Seite über 35% liegt, werden

ίο die Zwischenräume im Fascrstapel zu breit und der Einfluß der Eigenschaften des metallischen Siliciums ist größer als derjenige der Fasern, so daß die hohe Festigkeit und Wärmebeständigkeit der Fasern nicht beibehalten werden kann.

\^r> Die folgenden Beispiele dienen zur Erläuterung der Erfindung.

Beispiel 1

in diesem Beispiel wird die Herstellung der im Rahmen der Erfindung zu verwendenden durchgehenden Siliciiimcarbidfasern erläutert.

Dimethyldichlorsilan und Natrium wurden zur Bildung von Dimethylpolysilan umgesetzt. 250 g Dimethylpolysilan wurden in einen Autoklav mit einem Fassungsvermögen von 1 I gegeben und die Luft im Autoklav durch Argongas ersetzt, wonach zur Umsetzung 14 Stunden lang auf 47O°C erhitzt wurde Nach Beendigung der Umsetzung wurde das gebildete Polycarbosilan als Lösung in η-Hexan entnommen.

Diese Lösung wurde zur Entfernung von Verunreinigungen filtriert und η-Hexan unter vermindertem Druck dann abgedampft, wonach der Rest in einem Ölbad von 280⁰C unter vermindertem Druck 2 Stunden lang zur Herbeiführung einer Konzentration bzw. Einengung erhitzt wurde. Polycarbosilan wurde, bezogen auf das Dimethyldichlorsilan, in einer Ausbeute von 40% erhalten. Das mittlere Molekulargewicht (Zahlenmittel) des gebildeten Polycarbosilans lag bei 1700. Unter Verwendung einer üblichen Spinnvorrichtung wurde das Polycarbosilan aufgeheizt und bei 330⁰C in Argonatmosphäre zur Bildung einer Spinnschmelze aufgeschmolzen, die dann mit einer Spinngeschwindigkeit von 200 m/min zur Erzielung von Polycarbosilanfasern versponnen wurde. Die Fasern wurden in 6 Stunden in Luft von 20⁰C auf 190⁰C erhitzt, bei welcher Temperatur sie 1 Stunde lang gehalten wurden (für eine »Nichtschmelzbehandlung«). Die so behandelten Fasern wurden mit einer Temperaturanstiegsgeschwindigkeit von 100°C/Std. im Vakuum von 0,133Pa auf 1300⁰C erhitzt und zur Bildung von SiC-Fasern 1 Stunde lang bei dieser Temperatur gehalten. Die gebildtien SiC-Fasern hatten einen mittleren Durchmesser von 15 μπι, eine mittlere Zugfestigkeit von 350 kg/mm², einen mittleren Young Modul von 23 χ 10³ kg/mm² und eine Dichte von 2,70 gAcm³.

Aus metallischem Silicium und den wie vorstehend beschrieben erzeugten Siliciumcarbidfasern wurden Verbundkörper unter Veränderung des Gehalts an metallischem Silicium, wie in Tabelle 2 angegeben ist, erzeugt.

Die wie beschrieben hergestellten Fasern mit einer Länge von 50 mm wurden zu einem Bündel geformt und in einen Aluminiumoxidtiegel (0 12 χ 150 mm³) gegeben. Dieser wurde im oberen Bereich eines Heizbehälters unter Vakuum von 0,133 Pa aufgehängt Im unteren Bereich des Behälters wurde ein Napf aus Aluminiumoxid für die Aufnahme des geschmolzenen metallischen Siliciums angeordnet und erhitzt, und das metallische

Silicium im Napf wurde im geschmolzenen Zustand bei 1500°G gehalten. Danach wurde der Tiegel abwärts bewegt und in das geschmolzene Metall im Napf getaucht und S Minuten lang darin belassen. Dann wurde der Druck mit Argon auf 10,13 bar gebracht und lO Minuten lang aufrechterhalten, wonach der Tiegel aus dem Napf entnommen wurde. Der so gebildete

TabeliS 2

Verbundkörper auf Faserbasis wurde zu einem Stab mit lOmm0 χ 40 mm Länge Verarbeitet, dessen unter^ schiedliche Eigenschaften geprüft wurden. Der Gehalt der einzelnen Faserkomposits an metallischem Silicium und die Eigenschaften derselben sind in der nachfolgenden Tabelle 2 wiedergegeben,

Eigenschaften

Genau an metallischem Silicium 5 10

30

Dichte (g/cm¹)
Härte (Mohs)
Zugfestigkeit (kg/mm²)
Young Modul (kg/mm²)

Oxidationsbeständigkeit; Gewichtszunahme nach 50 SId. bei 1000' C
in Luft (%)

2,7 2,6

9 8-9

320-460 300-410 (1O-15)X1O³(8-13)X1O³ etwa 0 0-1

2,5	2,4
8-9	8
270-330	250-300
(7-1I)XlO-¹	(6-1O)XlO³
1-2	2-3

Wie aus der vorstehenden Tabelle 2 folgt, haben unter Verwendung von metallischem Silicium erzeugte Verbundkörper aus durchgehenden SiC-Fasern unterschiedliche ausgezeichnete Eigenschaften.

Beispiel 2

Cemäß Beispiel 1 erhaltene Siliciumcarbidfasern wurden zu einem Netzwerk mit einer Maschengröße von 0,1— 0,3 mm² und Außenabmessungen von 30 mm χ 30 mm + 1 mm geformt. Dieses Netzwerk wurde auf den Boden einer Preßform aus Aluminiumoxid gebracht und metallisches Siliciumpulver in einer Schichtdicke von etwa 3 mm auf das Netzwerk gegeben und die gesamte Anordnung in einer Heißpresse im Vakuum von 0,0133 Pa auf 1450⁰C erhitzt. Sobald die Temperatur auf 1450⁰C angestiegen war, wurde sie mit einer Geschwindigkeit von 5°C/min abgesenkt, wobei ein Druck von 100 kg/cm² aufgeprägt wurde. Dabei war die Form derart gestaltet, daß überflüssiges geschmolzenes Silicium, das nicht zur Ausfüllung der Maschen (erforderlich war, in den Raum zwischen Form und Formstempel überfließen konnte bzw. überfloß. Eine Verbundscheibe mit einem Siliciumcarbidfasernetzwerk im metallischen Silicium wurde so erzeugt. Der Faseranteil in dieser Scheibe lag bei etwa 80 Gew.-% (gemäß Analyse). Die Festigkeit und anderen Eigenschaften dieses Verbundkörpers glichen den in Tab. 2 für die entsprechende Zusammensetzung angegebenen, wobei diese Scheibe jedoch insbesondere bezüglich des Elastizitätsmoduls bei Biegebeanspruchung ausgezeichnet war. Diese Scheibe kann daher als wärmebeständige Scheibe unter Temperaturen bis zu 1350° C angewandt werden.

Beispiel 3

In einer Siliciumcarbidform für ein Rohr mit einem Außendurchmesser von 30 mm, einem Innendurchmesser von 25 mm und einer Länge von 15 mm wurden durchgehende SiliciumcarbidFasern mit einer Länge von fOO bis 150 mm (hergestellt gemäß Beispiel 1) angeordnet und die Form in ein Vakuum von 0,133 Pa gebracht In diese Form wurde durch Aufheizen auf H)OO⁰C zuvor erschmolzenes metallisches Silicium gegossen. Auf diese Weise wurde ein zylindrischer Siliciumcarbidfaser-Verbundformkörper erhalten. Der Fasergehalt dieses Verbundkörpers bei 70 Gew.-% und die Festigkeit und anderen Eigenschaften waren den entsprechenden von Tabelle 2 ähnlich. Ein solcher Formkörper hut eine ausgezeichnete Elastizität, so daß er selbst bei ovaler Form nicht leicht bricht und so mit jo Vorteil als flexible kreisförmige Leitung für hohe Temperatur angewandt werden kann.

Beispiel 4

Vorangehend in Argon geschmolzenes metallisches Silicium wurde in einen Behälter

(50 cm χ 50 cm χ 50 cm) für ein kontinuierliches Gießverfahren gegeben und etwa 200 durchgehende SiC-Fasern (erzeugt gemäß Beispiel 1) durch dieses Gefäß abwärts geschickt und durch ein Loch im Zentrum des Gefäßbodens geführt und gesammelt unu· mit einer Geschwindigkeit von 1 m/min in der Weise aufgewickelt, daß dps Si-Faserbündel verdreht wurde. Vor dem Wickler war eine Kühlschlange vorgesehen, und das mit geschmolzenem Silicium beschichtete gedrehte Faserbündel wurde durch diese Schlange geleitet, wobei das überflüssige geschmolzene Silicium weggenommen und das Faserbündel gekühlt und das geschmolzene metallische Silicium verfestigt wurde.

Das Gewichtsverhältnis der Fasern im gebildeten SiC-Verbundkörper mit Seilform lag bei etwa 90% und tlie Eigenschaften dieses Verbundkörpers die gleichen wie diejenigen der in Tabelle 2 angegebenen entsprechenden Zusammensetzung. Ein solcher Verbündkörper auf Faserbasis in Seilform hatte einen relativ ausgezeichneten Elastizitätsmodul bei Biegebeanspruchung, so daß dieser Verbundkörper die Verwendung unter mechanischer Beanspruchung bei hoher Temperatur auszuhalten scheint

Die oben beschriebenen Beispiele zeigen einige Ausführungsarten mit typischer Gestalt, die als Verbundkörper mit durchgehenden SiC-Fasern erhalten werden können, jedoch können selbstverständlich Verbundkörper mit unterschiedlichen Gestalter,, je nach der Gestalt des Faserstapels oder der gewählten Form, erhalten werden.

Wie bereits angegeben wurde, können Verbundkörper mit durchgehenden Siliciumcarbidfasern mit ausge-

zeichneter mechanischer Festigkeit, Wärmeresistenz, Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit mit relativ geringen Kosten erhalten werden, und es ist zu erwarten, daß diese Verbundkörper sehr vorteilhaft in vielen Bereichen angewandt werden können, wo verschärfte Bedingungen herrschen, wie besonders hohe Temperatur, hoher Druck und korrosive Atmosphäre. Beispielsweise können diese Verbundkörper für oder als unterschiedliche Tiegel, unterschiedliche Düsen, Turbinenschaufeln, Motor- bzw. Triebwerksbaumaterialien, verschleißfeste Teile, wärmeresistente Materialien, Luftfahrtmaterialien und dergleichen angewandt werden.

Hierzu 1 Blatt Zeichnungen

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Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Herstellung von feuerfesten Verbundkörpern auf Faserbasis aus durchgehenden bzw. kontinuierlichen Siliciumcarbidfasern und metallischem Silicium, dadurch gekennzeichnet, daß die Hohlräume in einem Stapel von aus Siliciumcarbid bestehenden durchgehenden Fasern, die durch Brennen aus einer hochmolekularen Organosiliciumverbindung bestehender gesponnener Fasern erhalten werden, mit geschmolzenem metallischen Silicium gefüllt werden.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß der Siliciumgehali des Verbundkörpers π auf einen Wert von 5 bis 35 Gew.-% eingestellt wird.