DE4016569A1 - Silizium-oxy-carbid-glas und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents
Silizium-oxy-carbid-glas und verfahren zu dessen herstellungInfo
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Description
Die Erfindung bezieht sich auf Glaszusammensetzungen und im be
sonderen auf Silizium, Sauerstoff und Kohlenstoff umfassende
Glaszusammensetzungen.
Amorphes Siliziumdioxid ist ein hochschmelzendes Glas, das je
doch bei Temperaturen von mehr als 1100°C leicht entglast. Ent
glasung bezieht sich auf die Ordnung oder Kristallisation der
regellosen Strukturen, aus denen Gläser bestehen. Die Kristalli
sation vermindert drastisch eines der vorherrschenden Attribute
glasartiger Siliziumdioxide, d. h. seine geringe thermische Ex
pansion, ebenso wie viele andere erwünschte Eigenschaften. Es
sind viele Untersuchungen unternommen worden, Wege zu finden,
um die Beständigkeit gegenüber Entglasung in Siliziumdioxid-
Glaszusammensetzungen zu erhöhen.
Reaktionen zwischen Silizium, Kohlenstoff und Sauerstoff sind
umfassend untersucht worden. Einige der bekannten Reaktionen in
einem System mit Silizium, Kohlenstoff und Sauerstoff schließen
die Kombination von Sauerstoff mit Silizium unter Bildung von
Siliziumdioxid, SiO2, ein. Bei Temperaturen von mehr als 1100°C
beginnt Siliziumdioxid unter Bildung von Cristobalit zu kri
stallisieren. Cristobalit ist eine der üblichen Mineralformen
des Siliziumdioxids. Kohlenstoff kann mit verfügbarem Silizium
dioxid unter Bildung kristallinem Siliziumcarbids oder entweichen
dem Kohlenmonoxid reagieren. Als elementarer Kohlenstoff zurück
bleibender Kohlenstoff oxidiert leicht oberhalb von 600°C, wenn
er Luft ausgesetzt ist.
Die Thermodynamik von Reaktionen von Silizium, Kohlenstoff und
Sauerstoff ist in dem Artikel "The High-Temperatur Oxidation,
Reduction, and Volatilization Reactions of Silicon and Silicon
Carbide" von E.A. Gulbransen und S.A. Jansson in "Oxidation of
Metals", Band 4, Nr. 3 (1972) diskutiert. Die thermodynamische
Analyse von Gulbransen et al zeigt, daß bei 1200°C Siliziumdioxid
und Kohlenstoff gasförmiges Siliziummonoxid und Kohlenmonoxid
oder festes Siliziumcarbid, SiC, bilden sollten. Es würde jedoch
nicht erwartet, daß sich irgendein Material bilden würde, das
Silizium, Sauerstoff und Kohlenstoff enthält. Gulbransen et al
ziehen den Schluß, daß Siliziumdioxid wegen der Bildung flüch
tigen Siliziummonoxids für den Einsatz in reduzierenden Atmosphä
ren oberhalb von 1125°C nicht zu empfehlen ist. Auch Silizium
carbid ist zum Einsatz in sauerstoffhaltigen Umgebungen, in denen
aufgrund der Oxidation des Siliziumcarbids eine aktive Oxidation
stattfinden kann, nicht zu empfehlen.
Es gibt ein Material, das funktionell beschrieben ist als Koh
lenstoff-modifiziertes glasartiges Siliziumdioxid und das in der
vorliegenden Anmeldung als "schwarzes Glas" bezeichnet wird, bei
dem 1 bis 3% Kohlenstoff zu Siliziumdioxid hinzugegeben wurden.
Das Verfahren zum Herstellen schwarzen Glases ist in der US-PS
33 78 431 beschrieben. Kohlenstoffhaltige organische Verbindun
gen, wie Carbowachs, werden zu Siliziumdioxid hinzugegeben und
die Mischung zur Bildung schwarzen Glases bei etwa 1200°C heiß
gepreßt. C.F. Smith, Jr. hat schwarzes Glas weiter durch IR-
Spektroskopie in "The Vibrational Spectra of High Purity and
Chemically Substituted Vitreous Silicas", PhD-Thesen, Alfred
University, Alfred, New York, Mai 1973, charakterisiert. Smith
offenbart, daß zusätzlich zu dem im Glas dispergierten elemen
taren Kohlenstoff Kohlenstoff in schwarzem Glas mit Sauerstoff
in Carbonat-artigen Gruppen verbunden ist. Eine Carbonatgruppe
ist die Beschreibung einer besonderen Weise, in der ein Kohlen
stoffatom mit 3 Sauerstoffatomen verbunden ist und die folgende
Struktur hat:
Die mechanische Festigkeit schwarzen Glases ist ähnlich der Fe
stigkeit kohlenstoffreien Siliziumdioxidglases, doch hat schwar
zes Glas eine höhere Beständigkeit gegenüber Entglasung, ver
glichen mit üblichem Siliziumdioxidglas, das bei etwa 1100°C zu
entglasen beginnt, während schwarzes Glas bei etwa 1250°C zu
entglasen beginnt. Die erhöhte thermische Stabilität schwarzen
Glases gestattet seinen Gebrauch bei Temperaturen, die höher
sind als für glasartiges Siliziumdioxid.
Bei einer kommerziell hergestellten Keramikfaser aus Silizium
carbid, die unter der Handelsbezeichnung "Nicalon" vertrieben
wird, werden etwa 10% Sauerstoff in die Faser eingeführt, um
sie zu vernetzen. Nach dem Vernetzen werden die Fasern pyroly
siert, und es wird angenommen, daß der Sauerstoff als amorphe
Verunreinigung, wahrscheinlich in Form von Siliziumdioxid, Teil
der Faser wird. Das Abbauverhalten solcher Fasern nach Wärmebe
handlung in verschiedenen Umgebungen wurde in dem Artikel "Ther
mal Stability of SiC Fibres (Nicalon ®)", von T.Mah et al im
"Journal of Material Science", Band 19, Seiten 1191-1201 (1984)
berichtet. Mah et al fanden, daß unabhängig von den Umgebungs
bedingungen während der Wärmebehandlung die Festigkeit der
"Nicalon"-Faser abnahm, wenn die Fasern Temperaturen von mehr
als 1200°C ausgesetzt wurden. Der Faserabbau war mit einem Ver
lust an Kohlenmonoxid aus den Fasern und dem Kornwachstum von
Beta-Siliziumcarbid inden Fasern verbunden.
Keramikmaterialien weisen im allgemeinen ein sprödes Verhalten
auf, wie durch ihre hohe Festigkeit und geringe Bruchzähigkeit
gezeigt. Die Bruchzähigkeit ist die Beständigkeit gegenüber Riß
ausbreitung in Materialien. Die Entwicklung von Keramikverbund
stoffen erfolgte als Weg, das spröde Verhalten der Keramik zu
entschärfen. "Nicalon" ist eine ausgezeichnete Keramikfaser, doch
wird sie bei Temperaturen oberhalb von 1200°C abgebaut. Das Ein
bauen von "Nicalon"-Fasern in eine schützende Keramikmatrix mit
erwünschten mechanischen Eigenschaften und fähig, Temperaturen
von beträchtlich oberhalb von 1200°C zu widerstehen, wäre ein
Weg, eine verbesserte Verbundkeramik zu schaffen. Der obigen
Diskussion läßt sich jedoch entnehmen, daß die Eigenschaften
bekannter Keramik- oder Glaszusammensetzungen und im besonderen
solcher, die Silizium, Sauerstoff und Kohlenstoff enthalten,
durch Zersetzung oder Entglasung des Glases oder der Keramik bei
Temperaturen oberhalb von 1100 bis 1250°C verschlechtert werden.
Es ist daher eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Sili
zium, Sauerstoff und Kohlenstoff umfassendes Glas zu bilden, wo
bei ein beträchtlicher Anteil an Kohlenstoffatomen mit Sili
ziumatomen verbunden ist und der übrige Kohlenstoff als elemen
tarer Kohlenstoff in der Glasmatrix dispergiert ist. Solche Glas
zusammensetzungen bleiben in oxidierenden oder reduzierenden
Atmosphären bei Temperaturen bis zu mindestens 1650°C strukturell
stabil und zersetzen sich nicht.
Eine weitere Aufgabe ist die Schaffung eines Verfahrens zum Bil
den eines solchen Glases, das Silizium, Sauerstoff und Kohlen
stoff umfaßt, durch Pyrolysieren von Methylsilikonharzen. Weiter
sollen Verfahren zum Verarbeiten eines solchen Silizium, Sauer
stoff und Kohlenstoff umfassenden Glases zu Gegenständen ge
schaffen werden.
In der vorliegenden Erfindung wurde festgestellt, daß einige
Silikonharze in einer nicht oxidierenden Atmosphäre unter Bil
dung einzigartiger Glaszusammensetzungen pyrolysiert werden kön
nen. Überraschenderweise bilden diese Silikonharze beim Pyro
lysieren in einer nicht oxydierenden Atmosphäre kein Silizium
dioxid, Cristobalit, Siliziumcarbid, Kohlenmonoxid oder Mischun
gen von Siliziumdioxid und Kohlenstoff.
Die erfindungsgemäßen Gläser werden hergestellt durch Pyrolysie
ren eines Methylsilikonharzes unter Bildung einer Glaszusammen
setzung, die Silizium, Sauerstoff und Kohlenstoff umfaßt, wobei
ein merklicher Anteil der Kohlenstoffatome chemisch mit Silizium
atomen verbunden ist. Nach einem Verfahren gemäß der Erfindung
wird ein Methylsilikonharz in einer nicht oxydierenden Atmosphä
re erhitzt, um das Harz zu pyrolysieren. Eine nicht oxydierende
Atmosphäre im Rahmen der vorliegenden Erfindung ist eine Atmo
sphäre, die Reaktionsprodukte des pyrolysierenden Harzes ent
fernt, ohne die Reaktionen, die während der Pyrolyse stattfinden,
zu beeinflussen. Beispiele solcher nicht oxydierenden Atmosphären
sind inerte Atmosphären, wie solche aus Helium, Argon oder Stick
stoff sowie reduzierende Atmosphären, wie eine aus Wasserstoff.
Die Pyrolyse kann auch in einem Vakuum mit einem Druck unter
halb von etwa 10-4 Atmosphären stattfinden, wenn das Harz vor
der Pyrolyse vernetzt worden ist.
Methylsilikonharze, die bei dem erfindungsgemäßen Verfahren ein
gesetzt werden können, kann man nach dem in der US-PS 40 26 868
beschriebenen Verfahren herstellen.
Methylsilikone bestehen aus Siloxanketten, bei denen Methylgrup
pen mit den Siliziumatomen verbunden sind. Siloxanketten enthal
ten eine alternierende Bindung von Silizium- und Sauerstoffatomen,
unter Bildung der Struktur:
An den Siloxanketten können verschiedene Kombinationen von Methyl
gruppen unter Bildung von Polymethylpolysiloxan vorhanden sein.
Die Grundeinheiten der Strukturen in Polymethylpolysiloxanen
sind Trimethylsiloxy, Dimethylsiloxy und Monomethylsiloxan. Die
monofunktionelle Trimethylsiloxyeinheit am Ende einer Siloxan
kette hat die Struktur:
Dimethylsiloxy ist eine difunktionelle Einheit, die Ketten oder
Ringe bildet und die Struktur hat:
Monomethylsiloxan ist eine trifunktionelle Einheit, die nicht nur
Siloxanketten sondern auch Vernetzungen zwischen den Ketten bil
det und die Struktur hat:
Methylsilikonharze können auch unsubstituierte tetrafunktionelle
Einheiten der Struktur enthalten:
Polymere Strukturen können aus diesen Struktureinheiten unter
Bildung von Polymethylpolysiloxanen mit einer erwünschten Anzahl
von Methylgruppen pro Siliziumatom aufgebaut werden. Durch Variie
ren des Verhältnisses von Methylgruppen zu Siliziumatomen können
verschiedene Methylsilikonharze mit mehr oder weniger organischen
Substituenten gebildet werden, wobei die organischen Substitu
enten Dimethylgruppen sind. Methylsilikonharze enthalten im all
gemeinen ein Verhältnis von 2 : 1 oder weniger an Methylgruppen
zu Siliziumatomen. Das Methylsilikonharz, das in der vorliegenden
Erfindung benutzt wird, besteht auch aus etwa 5 Gew.-% Dimethyl
siloxy und etwa 95 Gew.-% Monomethylsiloxy, und dieses Harz wird
als Methylsilikon-Vorläuferharz oder Vorläuferharz oder Harz be
zeichnet.
Während der Pyrolyse verdichtet sich das Harz unter Gasentwick
lung, was einen Gewichtsverlust des Harzes verursacht. Die Pyro
lysereaktionen sind vervollständigt, wenn in dem pyrolysierenden
Harz ein im wesentlichen konstantes Gewicht erhalten worden ist.
Der Gewichtsverlust während des Pyrolyse wurde zu etwa 11 bis
35% bestimmt. Es wurde festgestellt, daß die Methylsilikon-Vor
läuferharze bei Temperaturen von etwa 900 bis 1600°C pyrolysiert
werden können.
Gläser, die nach diesem Verfahren der Erfindung gebildet worden
sind, haben einzigartige Eigenschaften und Charakteristika. Die
se Gläser widerstehen sowohl der Kristallisation als auch zer
setzen sie sich nicht in oxydierenden oder reduzierenden Atmo
sphären bei Temperaturen bis zu mindestens 1650°C. Darüber hinaus
ist ein merklicher Anteil des in den erfindungsgemäßen Gläsern
vorhandenen Kohlenstoffes mit Silizium verbunden, während der
Rest als elementarer Kohlenstoff, dispergiert innerhalb der Glas
matrix, vorhanden ist, so daß es keine nachweisbaren Carbonat
gruppen gibt. Die Kohlenstoff-Silizium-Bindungen, die in den
Gläsern nach der vorliegenden Erfindung festgestellt wurden,
waren in Siliziumdioxidgläsern bisher unbekannt. In Siliziumdi
oxidgläsern und im besonderen in schwarzem Glas war Kohlenstoff
bisher nur als nicht gebundenes Element in der Siliziumdioxid
matrix oder in Carbonatgruppen vorhanden, in denen Kohlenstoff
mit Sauerstoff verbunden ist. Gläser, die nach dem erfindungs
gemäßen Verfahren hergestellt und durch solche einzigartigen
Eigenschaften charakterisiert sind, wie sie oben genannt wurden,
werden als Silizium-Oxy-Carbid-Glas bezeichnet und beansprucht.
Die Pyrolyse des Methylsilikon-Vorläufer-Harzes bildet ein Sili
zium-Oxy-Carbid-Glas, das durch eine kontinuierliche Teilung von
Elektronen zwischen Atomen des Siliziums, Sauerstoffs und Kohlen
stoffs charakterisiert ist. In Silizium-Oxy-Carbid-Glas sind
Siliziumatome in vier polyatomaren Einheiten vorhanden. In einer
Einheit, die als Tetraoxysilizium bezeichnet wird, ist ein Sili
ziumatom mit Sauerstoffatomen verbunden. In einer zweiten Ein
heit, die als Monocarbosiloxan bezeichnet wird, ist ein Silizium
atom mit drei Sauerstoffatomen und einem Kohlenstoffatom verbun
den. In einer dritten Einheit, die als Dicarbosiloxan bezeichnet
wird, ist ein Siliziumatom mit zwei Sauerstoffatomen und zwei
Kohlenstoffatomen verbunden. In einer vierten Einheit, die als
Tetracarbosilizium bezeichnet wird, ist ein Siliziumatom mit
vier Kohlenstoffatomen verbunden. Das pyrolysierte Vorläufer
harz bildet ein Glas, das eine Verteilung dieser polyatomaren
Einheiten in einer Matrix aufweist, die etwa 34 bis 44 Gew.-%
Tetraoxysilizium, etwa 19 bis 29 Gew.-% Monocarbosiloxan, etwa
17 bis 27 Gew.-% Dicarbosiloxan, bis zu etwa 6 Gew.-% Tetra
carbosilizium und etwa 3 bis 9 Gew.-% elementarem Kohlenstoff
umfaßt, der atomar oder in Gruppen oder Bündeln innerhalb der
Glasmatrix dispergiert ist. Diese Einheiten sind in erster Linie
mit Silizium-Sauerstoff-Bindungen mit einer geringen und unbe
deutenden Anzahl von Bindungen zwischen Kohlenstoff- und Sauer
stoffatomen miteinander verbunden.
Dieses Glas kann alternativ als eine Zusammensetzung von Sili
zium, Sauerstoff und Kohlenstoff in einer Masse von Silizium-
Oxy-Carbid-Glas beschrieben werden, worin etwa 56 bis 66% der
Siliziumatome mit mindestens einem Kohlenstoffatom verbunden
sind und etwa 3 bis 9 Gew.-% Kohlenstoff als elementarer Kohlen
stoff atomar dispergiert oder in kleinen Gruppen innerhalb der
Glasmatrix verteilt vorhanden ist.
Gegenstände aus Silizium-Oxy-Carbid-Glas können hergestellt wer
den durch Pulverisieren des pyrolysierten Harzes. Das erhaltene
Pulver wird dann durch Heißpressen unter Bildung eines Gegen
standes zusammengepreßt. Ein Verfahren zum Heißpressen besteht
darin, daß man einen gleichachsigen Druck von mindestens etwa
350 bar bei etwa 1550 bis 1650°C auf das Pulver ausübt. Solche
Drücke und Temperaturen genügen, um einen verdichteten Gegen
stand zu bilden.
Es können auch direkt geformte Gegenstände aus dem Methylsilikon-
Vorläuferharz gebildet werden. Als erstes wurde das Harz durch
Auflösen des Harzes in einem Lösungsmittel, wie Toluol und Zu
gabe eines Härtungsmittels, wie Gamma-Aminopropyltriethoxysilan,
vernetzt. Die Lösung wurde zu einer erwünschten Gestalt gegossen
und getrocknet und bei Raumtemperatur gehärtet. Das vernetzte
Harz wurde langsam in einer nicht oxidierenden Atmosphäre, wie
oben beschrieben, pyrolisiert. Die Pyrolyse erfolgte bei einer
geringen Aufheizgeschwindigkeit, so daß die Bildung von Hohl
räumen und Blasen bei der Gasentwicklung vermieden werden, und
das Harz erleidet einen Gewichtsverlust durch die sich entwickeln
den Gase. Hat sich das Gewicht des pyrolysierenden Harzes sta
bilisiert, dann ist die Pyrolyse abgeschlossen. Das vernetzte
Harz verdichtet sich unter Bildung eines Silizium-Oxy-Carbid-
Glases mit einer Verteilung polyatomarer Einheiten, die etwa
38 bis 48 Gew.-% Tetraoxysilizium, etwa 11 bis 21 Gew.-% Mono
carbosiloxan, etwa 11 bis 21 Gew.-% Carbosiloxan, etwa 12 bis
22 Gew.-% Tetracarbosilizium und etwa 3 bis 9 Gew.-% elementarem
Kohlenstoff umfassen, der atomar oder in kleinen Gruppen inner
halb der Glasmatrix dispergiert ist. Das aus einem vernetzten
Vorläuferharz gebildete Silizium-Oxy-Carbid-Glas wird in der vor
liegenden Anmeldung als vernetzt harziges Silizium-Oxy-Carbid-
Glas bezeichnet.
Das vernetzt harzige Silizium-Oxy-Carbid-Glas kann auch als
eine Zusammensetzung aus Silizium, Sauerstoff und Kohlenstoff
in einer Masse von Silizium-Oxy-Carbid-Glas bezeichnet werden,
bei der etwa 52 bis 62% der Siliziumatome mit mindestens einem
Kohlenstoffatom verbunden sind und etwa 3 bis 9 Gew.-% Kohlen
stoff als elementarer Kohlenstoff atomar oder kleinen Gruppen
innerhalb der Glasmatrix dispergiert vorhanden sind.
Das Methylsilikon-Vorläuferharz kann zu irgendeinem Teilgrade
des vollständig vernetzten Zustandes vernetzt werden. Solche
teilvernetzten Harze können nach dem erfindungsgemäßen Verfahren
unter Bildung von Silizium-Oxy-Carbid-Glaszusammensetzungen pyro
lysiert werden, die zwischen den oben angegebenen Zusammenset
zungen liegen. Es können daher Silizium-Oxy-Carbid-Gläser ge
bildet werden, die eine Verteilung polyatomarer Einheiten auf
weisen, die etwa 34 bis 48 Gew.-% Tetraoxysilizium, etwa 11 bis
29 Gew.-% Monocarbosiloxan, etwa 11 bis 27 Gew.-% Dicarbosiloxan,
bis zu etwa 22 Gew.-% Tetracarbosilizium und etwa 3 bis 9 Gew.-%
elementaren Kohlenstoff umfassen, der atomar oder in kleinen
Gruppen innerhalb der Glasmatrix dispergiert ist.
Alternativ können solche Silizium-Oxy-Carbid-Gläser als eine
Zusammensetzung von Silizium, Sauerstoff und Kohlenstoff in
einer Masse von Silizium-Oxy-Carbid-Glas beschrieben werden,
worin etwa 52 bis 66% der Siliziumatome mit mindestens einem
Kohlenstoffatom verbunden sind und etwa 3 bis 9 Gew.-% Kohlen
stoff atomar oder in kleinen Gruppen innerhalb der Glasmatrix
dispergiert ist.
Die Lösung des vernetzenden Vorläuferharzes kann auch zu Fasern
gezogen werden. Man läßt die Lösung des Vorläuferharzes sich
vernetzen bis die Viskosität sich zu einem Punkt erhöht hat,
bei dem ein fester Gegenstand in die Lösung getaucht und unter
Ziehen eines Harzstranges aus der Lösung herausgezogen werden
kann. Dann kann man Fasern aus der Harzlösung mittels solcher
Eintauchverfahren ziehen. Alternativ kann man die Harzlösung
mit einem leichten Vakuum in ein Teflonrohr ziehen. Mit Härten
des Harzes und Verdampfen des Toluols schrumpft die Faser und
kann aus dem Rohr herausgestoßen werden. Zur leichteren Handha
bung kann man die Fasern durch Erhitzen auf etwa 50°C vollstän
dig vernetzen. Dann pyrolysiert man die Fasern in einer nicht
oxidierenden Atmosphäre oder einem Vakuum, wie oben beschrieben.
Es können Verbundkeramiken hergestellt werden, die keramische
Fasern in einer Matrix aus Silizium-Oxy-Carbid-Glas und kera
mischen Füllstoff aufweisen. Das Vorläuferharz wird in einem
Lösungsmittel gelöst und die keramischen Teilchen werden in der
Lösung dispergiert, um eine Infiltrationsaufschlämmung zu bil
den. Der teilchenförmige keramische Füllstoff steuert die
Schrumpfung der Verbundmatrix während der Pyrolyse, und er kann
so ausgewählt werden, daß die Matrix mit der einzusetzenden Fa
serverstärkung verträglich ist. Einige Beispiele keramischer
Füllstoffe sind pulverförmiges Siliziumcarbid, Diatomeenerde und
das 2SiO2×3Al2O3-Aluminosilikat, das als Mullit bezeichnet
wird.
Keramikfasern oder ein Gewebe aus den Keramikfasern werden durch
ein bewegtes Bad der infiltrierenden Aufschlämmung gezogen. Eini
ge Beispiele keramischer Fasern sind Kohlenstoffaser, Silizium
carbidfaser und Aluminoborsilikat-Faser. Die imprägnierte Faser
wird dann geformt und getrocknet, um das Verdampfen des Lösungs
mittels zu gestatten. Ein Formverfahren schließt das spiral
förmige Wickeln einer imprägnierten Faser auf einer Trommel zur
Bildung einer Platte ein. Schichten der Faser können durch die
Anwendung von Wärme und Druck zur Bildung einer kontinuierlichen
Harzmatrix, die die Keramikfasern umgibt, gepreßt werden. Der
Verbundstoff wird dann in einer nicht oxidierenden Atmosphäre
oder einem Vakuum, wie oben beschrieben, pyrolysiert. Das Harz
verdichtet sich zu einem im wesentlichen amorphen Silizium-Oxy-
Carbid-Glas, das den keramischen Füllstoff bindet und so eine
zusammenhängende Matrix um die Fasern herum bildet. In Abhängig
keit von der angewandten Pyrolysetemperatur kann der Keramik
füllstoff innerhalb des Glases dispergiert, teil- oder vollstän
dig gesintert sein.
Wahlweise kann der keramische Verbundstoff nochmals mit einer
Lösung des Vorläuferharzes in einem Lösungsmittel infiltriert
werden, um die Porosität des Verbundstoffes zu vermindern. Der
Verbundstoff wird in die Reinfiltrationslösung eingebracht,
während ein Vakuum angelegt ist. Dann wendet man einen Druck auf
die Lösung an, um diese in die Poren des Verbundstoffes zu drük
ken. Nach dem Reinfiltrieren läßt man das Toluol verdampfen und
pyrolysiert den reinfiltrierten Verbundstoff in einer nicht oxy
dierenden Atmosphäre oder im Vakuum, wie oben beschrieben. Re
infiltration und Pyrolyse können so oft wie nötig wiederholt
werden, um den erwünschten Grad der Dichte in der Matrix zu er
zielen.
Die Matrix des amorphen Silizium-Oxy-Carbid-Glases, das einen
keramischen Füllstoff bildet, umgibt und schützt die Keramikfa
sern vor Zersetzung in oxydierenden und reduzierenden Atmosphä
ren bei Temperaturen bis zu mindestens 1650°C. Es wurde fest
gestellt, daß die inerte Natur des Silizium-Oxy-Carbid-Glases
Keramikfasern leicht akzeptiert, ohne mit ihnen zu reagieren
und ihre Eigenschaft beeinträchtigen. Das Silizium-Oxy-Carbid-
Glas, das geeignete Keramikfasern enthält, kann demgemäß als
Matrixmaterial für irgendeine bekannte Keramikfaser benutzt
werden.
Im folgenden wird die Erfindung unter Bezugnahme auf die Zeich
nung näher erläutert. Im einzelnen zeigen:
Fig. 1 eine graphische Darstellung des Gewichtsverlustes in %
in Abhängigkeit von der Temperatur während der Pyrolyse
von Methylsilikon-Vorläuferharzen,
Fig. 2 eine graphische Darstellung des NMR-Spektrums von 29Si
in Silizium-Oxy-Carbid-Glas,
Fig. 3 eine graphische Darstellung des NMR-Spektrums von 29Si
in "Nicalon"-Siliziumcarbid und
Fig. 4 eine graphische Darstellung des NMR-Spektrums von 29Si
in aus gehärtetem Harz gewonnenem Silizium-Oxy-Carbid-
Glas.
Gläser können durch zwei ihrer Grundmerkmale definiert werden.
Ein Merkmal ist, daß Gläser aus einer außerordentlich viskosen,
unterkühlten Flüssigkeit bestehen, und ein zweites Merkmal ist,
daß die Flüssigkeiten, die Gläser bilden, eine polymerisierte
Netzwerkstruktur mit Kurzbereichsordnung aufweisen. Die Gläser
der vorliegenden Erfindung werden nicht aus unterkühlten Flüssig
keiten hergestellt, doch weisen sie eine Netzwerkstruktur mit
einer Kurzbereichsordnung auf. Statt durch Unterkühlen einer
Flüssigkeit erhält man die Gläser der vorliegenden Erfindung
durch Pyrolysieren eines Methylsilikon-Vorläuferharzes in einer
nicht oxidierenden Atmosphäre. Die Gläser der vorliegenden Er
findung haben jedoch die Kurzbereichs-Ordnungscharakteristika
üblicher Gläser.
Das bevorzugte Methylsilikonharz, das in der vorliegenden Erfin
dung benutzt wird, ist hauptsächlich zusammengesetzt aus Mono
methylsiloxaneinheiten, von denen viele ein Wasserstoffatom an
einem Sauerstoffatom enthalten, d. h. eine Hydroxylgruppe. Das
Vernetzen des Harzes erfolgt, wenn sich Hydroxylgruppen unter
Bildung einer Bindung zwischen Silizium und Sauerstoff unter Er
zeugung von Wasser kombinieren. Es wurde festgestellt, daß an
dere Silikonharze, die nach dem Verfahren der US-PS 40 26 868
hergestellt sind, auch unter Bildung carbonatfreier Gläser pyro
lysiert werden können, die Silizium, Sauerstoff und Kohlenstoff
umfassen, wobei der Kohlenstoff mit Silizium verbunden ist und
etwas elementarer Kohlenstoff in der Glasmatrix vorhanden sein
mag.
Silikonharze haben eine dreidimensionale Struktur mit einer Kurz
bereichsordnung, und Silikonharze können mittels ihrer stöchiome
trischen Zusammensetzung beschrieben werden. Die stöchiometri
schen Einheiten in Silikonharzen enthalten ein Siliziumatom,
das mit Sauerstoffatomen und Resten verbunden ist. Die Reste
werden durch die einwertigen Kohlenwasserstoffreste und die halo
genierten einwertigen Kohlenwasserstoffreste gebildet, wie
Alkylreste mit 1 bis 8 Kohlenstoffatomen, Cycloalkylreste mit 5
bis 10 Kohlenstoffatomen, Alkenylreste, wie Vinyl und haloge
nierte, insbesondere fluorierte Kohlenwasserstoffreste, wie
Trifluorpropyl sowie Phenylreste.
Die vier Grundeinheiten in Silikonharzen sind als M-Gruppen be
zeichnet, in denen ein Siliziumatom mit einem Sauerstoffatom
und drei organischen Resten verbunden ist, als D-Gruppen, in
denen ein Siliziumatom mit zwei Sauerstoffatomen und zwei or
ganischen Resten verbunden ist, als T-Gruppen, in denen ein
Siliziumatom mit drei Sauerstoffatomen und einem organischen
Rest verbunden ist, und als Q-Gruppen, in denen das Silizium
atom mit vier Sauerstoffatomen verbunden ist. Silikonharze, die
unter Bildung von Gläsern pyrolysiert werden können, enthalten
eine Kombination von M-, T-, D- und Q-Gruppen, so daß das Ver
hältnis der organischen Reste zu den Siliziumatomen im Bereich
von etwa 0,5 : 1 bis etwa 1,7 : 1 liegt.
Die Gläser der vorliegenden Erfindung widerstehen der Entglasung,
und sie bleiben bei Temperaturen bis zu mindestens 1650°C struk
turell stabil. Der Begriff "strukturell stabil" bezieht sich auf
eine Materialmasse, die im wesentlichen die gleiche Mikrostruk
tur von Raumtemperatur bis zu der angegebenen erhöhten Tempera
tur beibehält. Dies bedeutet, daß untergeordnete Änderungen in
der Mikrostruktur auftreten können. Untergeordnete Änderungen,
wie die Bildung kleiner kristallisierter Bereiche bis zu etwa
10-8m in einer ansonsten amorphen Matrix haben keine nachteilige
Wirkung auf die Eigenschaften der Materialmasse. Strukturell
stabile Gläser nach der vorliegenden Erfindung sind daher im
wesentlichen amorph, können jedoch kleine kristallisierte Be
reiche, von z. B., Graphit, Cristobalit oder Siliziumcarbid in
nerhalb des Glases enthalten oder untergeordnete Mengen von Cri
stobalit auf der Oberfläche des Glases aufweisen.
Gegenstände aus Silizium-Oxy-Carbid-Glas können nach verschie
denen Verfahren gemäß der Erfindung hergestellt werden. Nach
einem Verfahren wird das pyrolysierte Harz pulverisiert, so daß
das erhaltene Pulver eine Teilchengröße im Bereich von 0,1 bis
zu 2 µm hat. Mahlwerke, wie eine Reibmühle oder Planetarmühle,
sind zur Herstellung von Pulvern dieser Größenordnung benutzt
worden. Das Reibmahlen erfolgt mittels eines Propellers, der
eine Lösung rührt, die aus etwa 52% Flüssigkeit, wie Wasser,
etwa 35% Mahlmedium, wie 1,2 mm Durchmesser aufweisenden Kugeln,
die härter als das zu mahlende Material sind und als Rest zer
kleinerten Teilchen von Silizium-Oxy-Carbid-Glas zusammengesetzt ist. Das Pro
pellermahlen der Lösung bei 1000 U/min pulverisiert die Glas
teilchen zu einem Pulver. Das Planetarmahlen erfolgt mit einer
ähnlichen Lösung, ausgenommen, daß das Mahlmedium aus 5 bis 8 mm
Durchmesser aufweisenden Kugeln besteht und die Lösung durch Ro
tieren des Mahlgefäßes in planetenartiger Weise bei geringeren
Geschwindigkeiten bewegt wird.
Das gemahlene Pulver wird dann getrocknet und durch Anwendung
von Wärme und Druck zur Bildung eines geformten Gegenstandes
zusammengepreßt. Das Zusammenpressen kann erfolgen durch die
Anwendung eines gleichachsigen Druckes von mindestens etwa 350
bar bei etwa 1550 bis 1650°C oder durch die Anwendung von iso
statischem Druck von mindestens etwa 560 bar bei etwa 1200 bis
1650°C. Wärme und Druck werden angewendet, bis der Gegenstand
zu dem erwünschten Grade oder vollständig verdichtet worden ist.
Bei einem anderen Verfahren zum Herstellen von Gegenständen aus
Silizium-Oxy-Carbid-Glas, ausgehend von gegossenen oder geformten
Vorläuferharzen, kann das Methylsilikon-Vorläuferharz in einem
Lösungsmittel gelöst und mit einem Härtungsmittel vernetzt wer
den. Beispielhaft für die Lösungsmittel, die sich zum Auflösen
des Vorläuferharzes als geeignet erwiesen haben, sind Toluol
und Mischungen von Toluol mit Isopropylalkohol. Das Harz kann
in dem Lösungsmittel in Verhältnissen bis zu etwa 8 Teilen Harz
auf 5 Teile Lösungsmittel gelöst werden. Beispielhaft für die
Härtungsmittel, die sich zum Vernetzen des Vorläuferharzes als
geeignet erwiesen haben, sind Basen, wie Amoniumhydroxid, handels
übliche siliziumhaltige Amine, wie Gamma-Aminopropyltriethoxy
silan und Säuren, wie Clorwasserstoffsäure. Das Härtungsmittel
wird in einer Menge von etwa 0,1 bis 4% des Harzes hinzugegeben.
Das vernetzte Vorläuferharz wird getrocknet und bei Raumtempera
tur gehärtet. Vorzugsweise wird das vernetzte Vorläuferharz mit
einer Geschwindigkeit getrocknet, die das Verdampfen des Lösungs
mittels aus dem Harz ohne Bildung von Hohlräumen darin gestattet.
Das Vorläuferharz wird vor oder während des Vernetzens in die
gewünschte Form gebracht oder gegossen.
Das gehärtete Vorläuferharz wird dann in einer nicht oxidieren
den Atmosphäre, wie oben beschrieben, pyrolysiert. Da das Vor
läuferharz dieser Ausführungsform des Verfahrens nach der Erfin
dung vernetzt wird, kann die Pyrolyse auch in einem Vakuum ausge
führt werden. Die Heizrate während der Pyrolyse muß kontrolliert
werden, um die Entwicklung von Gasen ohne Bildung von Hohlräu
men oder Blasen im Harz zu gestatten. Vorzugsweise werden Auf
heizgeschwindigkeiten von weniger als 1,0°C/min benutzt, um ge
nügende Gasentwicklung ohne Bildung von Blasen, Hohlräumen oder
Fehlern im Glas zu gestatten. Die Pyrolyse war vollständig,
wenn der Gewichtsverlust durch die Entwicklung von Wasser, Me
thylgruppen und anderer Zusammensetzungsprodukte aus dem Vor
läuferharz im wesentlichen beendet war. Das Vorläuferharz ver
dichtet sich während der Pyrolyse und bildet das vernetzt harzi
ge Silizium-Oxy-Carbid-Glas.
Im folgenden wird die Erfindung anhand von Beispielen näher er
läutert, die sowohl das Silizium-Oxy-Carbid-Glas nach der Er
findung als auch Verfahren zur Herstellung des Glases und von
Gegenständen daraus weiter veranschaulichen. Das nach dem Ver
fahren der US-PS 40 26 868 gebildete Silikonharz, das Methyl
reste aufwies und zu etwa 5 Gew.-% aus D-Gruppen und zu 95 Gew.-%
aus T-Gruppen bestand, wurde für die folgenden Beispiele be
nutzt.
Methylsilikon-Vorläuferharze wurden durch Erhitzen auf Tempera
turen im Bereich von 900 bis 1600°C in einer nicht oxydierenden
Atmosphäre pyrolysiert. Während der Pyrolyse trat ein Gewichts
verlust der Vorläuferharze ein, aufgrund der Entwicklung von
Wasser, Methylgruppen und anderer Zersetzungsprodukte. Nach dem
Stabilisieren des Gewichtes des pyrolysierenden Harzes war die
Pyrolyse im wesentlichen abgeschlossen. Der gemessene Gewichts
verlust während der Pyrolyse variierte von etwa 11 bis 35%.
Ein Teil des Gewichtsverlustes kann Variationen in der Menge
der zurückgehaltenen Lösungsmittel und des Ausmaßes des Vernet
zens, das vor Beginn der Pyrolyse stattgefunden hatte, zuge
schrieben werden. Wie oben erläutert, entwickeln die Vorläufer
harze Wasser in dem Maße, indem sie sich vernetzen. Die Harze
vernetzen bei Raumtemperatur oder wenn Vernetzungshilfen zur
Verstärkung der Vernetzung hinzugegeben werden. Die Menge an Was
ser, die vor Beginn der Pyrolyse aus dem Harz entwickelt wird,
kann daher von dem Ausmaß des Vernetzens abhängen, das vor der
Pyrolyse stattgefunden hat. Bei einer stärkeren Vernetzung wird
mehr Wasser vor der Pyrolyse verloren, und es gibt daher einen
geringeren Gewichtsverlust des Harzes während der Pyrolyse.
Es wurden drei Pyrolysebeispiele gemäß dem Verfahren nach
der Erfindung ausgeführt. Ein ungehärtetes Vorläuferharz und
zwei gehärtete oder vernetzte Vorläuferharze wurden pyrolysiert,
während der Gewichtsverlust der Harze durch thermogravimetri
sche Analyse bestimmt wurde. Die thermogravimetrische Analyse
ist ein Verfahren zum Messen des Gewichtsverlustes aus eine
Probe, während sie erhitzt wird. Zwei Beispiele wurden in einer
Wasserstoffatmosphäre und ein Beispiel in einer Heliumatmosphäre
mit einer Geschwindigkeit von 10°C/min erhitzt, bis der Gewichts
verlust aufgehört hatte. Der bestimmte Gewichtsverlust und die
Endzusammensetzung des Silizium-Oxy-Carbid-Glases, das sich nach
der Pyrolyse gebildet hat, sind in der folgenden Tabelle I ge
zeigt.
Übliche Kohlenstoff- und Siliziumwerte wurden mit üblichen naß
chemischen Techniken für gelösten Kohlenstoff und Silizium be
stimmt. Der Sauerstoffgehalt wurde durch Neutronenaktivierung
gemessen.
Die Gewichtsverluste der Beispiele 1 bis 3, wie sie durch die
thermogravimetrische Analyse bestimmt wurden, sind in der graphi
schen Darstellung der Fig. 1 wiedergegeben. In dieser graphi
schen Darstellung ist der prozentuale Gewichtsverlust jeder
Probe auf der Ordinate aufgetragen, während die Abszisse die Zu
nahme der Aufheiztemperatur wiedergibt. Die graphische Darstel
lung der Fig. 1 zeigt, daß ein deutlicher Anteil des Gewichts
verlustes in jeder Probe bei Temperaturen bis 900°C stattge
funden hat, während der Gewichtsverlust bei 1200°C im wesent
lichen abgeschlossen war.
Eine Probe gepreßten Silizium-Oxy-Carbid-Glases wurde durch Py
rolysieren eines Vorläuferharzes in strömenden Wasserstoff bei
1400°C hergestellt. Das Vorläuferharz wurde in einem Molybdän
boot angeordnet und, wie oben beschrieben, pyrolysiert. Das py
rolysierte Vorläuferharz wurde in sechs 25 g umfassenden Ansät
zen in einer Planetarmühle unter Verwendung eines Achatmörsers
und eines Achatmediums mit einem Durchmesser von etwa 6 mm pul
verisiert. Man erhielt 150 g Silizium-Oxy-Carbid-Pulver mit einer
Oberfläche von 2,2 m2/g, was einem Kugeldurchmesser von etwa
1,16 µm entspricht. Etwa 120 g des Silizium-Oxy-Carbid-Pulvers
wurden in einem Werkzeug von etwa 5 cm Durchmesser, das mit
einem Trennmittel aus einer Graphitfolie ausgelegt war, heiß
gepreßt. Die Graphitfolie hinderte das Ansintern des Pulvers an
das Werkzeug während des heißen Pressens. Die Probe wurde mit
einer Geschwindigkeit von 10°C/min bis zu 1650°C erhitzt und
30 Minuten bei dieser Temperatur gehalten, während ein gleich
achsiger Druck von 420 bar ausgeübt wurde. Man erhielt eine im
wesentlichen vollkommen dichte Probe, deren Eigenschaften in der
folgenden Tabelle II zusammengefaßt sind.
Transmissionselektronen-mikroskopische Untersuchung mit hoher
Auflösung des heißgepreßten Materials zeigte Teilchen von Beta-
Siliziumcarbid mit einer Größe von 0,2 bis 1×10-8m in einer
ansonsten amorphen Matrix. Durch Röntgendiffraktion des heißge
preßten Materials wurde im wesentlichen kein Anzeichen einer Kri
stallisation festgestellt.
Eine Probe des vernetzt harzigen Silizium-Oxy-Carbid-Glases wur
de durch langsames Pyrolysieren eines vernetzten Vorläuferharzes
hergestellt. Gleiche Anteile von Toluol und Vorläuferharz wurden
mit einem Vernetzungsmittel in einer Menge von 4 Gew.-%, bezogen
auf das Vorläuferharz, vermischt. Diese Mischung wurde in eine
Glasschale gegossen, in der man das Toluol langsam verdampfen
ließ, indem man die Glasschale für 24 Stunden bei Raumtemperatur
hielt. Mit zunehmender Toluolverdampfung wurde das Vorläuferharz
vernetzt. Die vernetzte Probe wurde innerhalb von 10 Stunden
von Raumtemperatur auf 500°C, innerhalb von 16 Stunden von 500
auf 800°C, innerhalb von 4 Stunden von 800 auf 1100°C erhitzt
und bei 1100°C für eine Stunde gehalten. Dies ergab eine mitt
lere Aufheizgeschwindigkeit von etwa 0,6°C/min. Dann ließ man
die Probe im Ofen abkühlen. Es wurde eine vollkommen dichte
Scheibe aus vernetztharzigem Silizium-Oxy-Carbid-Glas mit einer
Dicke von etwa 2 mm erhalten.
Die Oxidationsbeständigkeit und strukturelle Stabilität bzw.
Beständigkeit gegenüber Entglasung von Silizium-Oxy-Carbid-Glas
wurde durch Erhitzen heißgepreßter Proben des Glases für 240
Stunden auf 1420°C und 1520°C in Luft bestimmt. Es wurde dabei
kein Gewichtsverlust durch Zersetzung von Silizium oder Kohlen
stoff im Glas festgestellt. Die Röntgendiffraktion einer ge
schnittenen Oberfläche zeigte keine Anzeichen einer Kristalli
sation in der Materialmasse bei den Proben. Die Röntgendiffrak
tion der freiliegenden Oberflächen zeigte Anzeichen einer Ober
flächenkristallisation zu Cristobalit in beiden Proben in etwa
0,05 mm der Oberfläche.
Die Zusammensetzung zweier verschiedener Gläser ist nicht immer angemes
sen definiert, indem man nur auf die Menge jedes Elementes in
dem Glas Bezug nimmt. Es gibt vielmehr eine Kurzbereichsordnung
in den Gläsern, die ihnen unterschiedliche Eigenschaften ver
leiht. Durch Charakterisieren der Kurzbereichsordnung in Glä
sern können verschiedene Glaszusammensetzungen definiert werden,
und die Gläser der vorliegenden Erfindung werden durch ihre
Kurzbereichsordnung definiert.
Es wurde eine Probe aus Silizium-Oxy-Carbid-Glas durch Pyroly
sieren einer Probe von Vorläuferharz bei 1100°C in strömenden
Wasserstoff hergestellt. Eine Probe von harzgehärtetem Silizium
Oxy-Carbid-Glas wurde durch Pyrolysieren einer Probe vernetzten
Vorläuferharzes bei 1100°C in strömenden Wasser hergestellt. NMR-
Spektren bezüglich 29Silizium wurden von diesen Proben im festen
Zustand aufgezeichnet und sind in den Fig. 2 und 4 gezeigt.
Fig. 3 gibt das NMR-Spektrum auf 29Silizium einer Probe von
"Nicalon"-Siliziumcarbidfaser wieder. Auf der Ordinate ist die
Intensität der gemessenen Strahlung der angeregten Probe aufge
tragen und auf der Abszisse die ppm der chemischen Verschiebung
von einem Tetramethylsilizium-Standard, der den Nullpunkt der
Abszisse festlegt. Die charakteristischen ppm der chemischen
Verschiebung sind für viele polyatomare Einheiten bekannt, z. B.
Tetraoxysilizium, Dicarbosiloxan und Monocarbosiloxan, wie in
"NMR-Basic Principles and Progress 29Si-NMR Spetroscopic Results",
Herausgeber P. Diehl, R. Kosfeld, Springer Verlag Berlin Heidel
berg, Seiten 186, 184 und 178 (1981). Jede Spitze in den Fig.
1, 2 und 3 definiert daher die Kurzbereichsordnung spezifischer
polyatomarer Siliziumeinheiten.
In Fig. 2 ist das Spektrum von Silizium-Oxy-Carbid-Glas mit mit
1 bis 3 bezeichneten Spitzen (peak) gezeigt. Peak 1, die brei
teste Spitze, repräsentiert eine geringe Menge von Tetracarbo
siloxan und eine große Menge von Dicarbosiloxan, Peak 2 defi
niert Monocarbosiloxan und Peak 3 definiert
Tetraoxysilizium. Durch Integrieren der
Fläche unter jedem Peak kann der Anteil jeder dieser polyato
maren Einheiten bestimmt werden.
Die integrierte Fläche unter jedem Peak in Fig. 2 zeigt eine
Zusammensetzung für Silizium-Oxy-Carbid-Glas, die bis zu etwa
6 Gew.-% Tetracarbosilizium und etwa ± 5% der folgenden umfaßt:
etwa 22 Gew.-% Dicarbosiloxan, 24 Gew.-% Monocarbosiloxan und
39 Gew.-% Tetraoxysilizium.
Das Spektrum in Fig. 2 kann mit dem Siliziumcarbid-Spektrum
in Fig. 3 verglichen werden, das an einer "Nicalon"-Silizium
carbid-Faserprobe aufgenommen wurde. Die Zusammensetzung für
"Nicalon" in Fig. 3 beträgt etwa 75% Siliziumcarbid, etwa 7%
Dicarbosiloxan, etwa 13% Monocarbosiloxan und etwa 5% Tetra
oxysilizium. Dem Spektrum in Fig. 3 kann entnommen werden, daß
"Nicalon"-Fasern hauptsächlich aus Siliziumcarbid mit Spurenmen
gen von Dicarbosiloxan, Monocarbosiloxan und Tetraoxysilizium
zusammengesetzt sind. Im Gegensatz dazu zeigt das Spektrum der
Fig. 2, daß Silizium-Oxy-Carbid-Glas hauptsächlich aus Dicarbo
siloxan, Monocarbosiloxan und Tetraoxysilizium zusammengesetzt
ist. Es ist diese letztgenannte Kombination polyatomarer Einhei
ten, wie Kohlenstoff in einer bisher unbekannten Weise mit Sili
zium in Gläsern verbindet, die eine verbesserte Beständigkeit
gegen Entglasung und Zersetzung ergibt und die Gläser der vor
liegenden Erfindung charakterisiert.
Das Spektrum vernetzharzigen Silizium-Oxy-Carbid-Glases, das
in Fig. 4 gezeigt ist, deutet eine Zusammensetzung an, die in
Gew.-% etwa ± 5% der folgenden umfaßt: Etwa 17% Tetracarbo
silizium, etwa 16% Dicarbosiloxan, etwa 16% Monocarbosiloxan
und etwa 43% Tetraoxysilizium. Peak 1 ist Tetracarbosilizium,
Peak 2 ist Dicarbosiloxan, Peak 3 ist Monocarbosiloxan und Peak 4
ist Tetraoxysilizium. Einem Vergleich der Fig. 2, 3 und 4 kann
entnommen werden, daß das harzgehärtete Silizium-Oxy-Carbid-Glas
in der Zusammensetzung von den "Nicalon"-Fasern differiert und
beide harzgehärteten Silizium-Oxy-Carbid-Gläser und "Nicalon"
in der Zusammensetzung von Silizium-Oxy-Carbid-Glas differiert.
Silizium-Oxy-Carbid-Glasfasern wurden nach dem folgenden Verfah
ren hergestellt:
Eine Lösung von Vorläuferharz und Toluol wurde in einem Verhält
nis von 1 : 1 gemischt. Man gab Gamma-Aminopropyltriäthoxysilan
als Härtungsmittel in der Menge von 2 Gew.-% des Harzes hinzu.
Man ließ die Lösung sich vernetzen, bis ein Strang aus der Lö
sung gezogen werden konnte. Das Ende eines Faserrohstückes mit
einem Durchmesser von 0,5 mm wurde in die Harzlösung getaucht
und herausgezogen, wodurch eine Faser von Vorläuferharz aus der
Lösung gezogen wurde. Dieses Verfahren wurde mehrere Male wie
derholt und die Fasern zum Trocknen und vollständigen Vernetzen
auf 50°C erhitzt. Dann pyrolysierte man die Fasern nach dem hier
beschriebenen Verfahren, wobei man Silizium-Oxy-Karbid-Glasfasern
mit einem Durchmesser von etwa 0,3 mm erhielt.
Keramikverbundstoffe mit einer amorphen Silizium-Oxy-Carbid-Kera
mikmatrix wurden hergestellt durch Zubereiten einer Infiltra
tionsaufschlämmung, die aus 3 Gew.-% Vorläuferharz, 3 Teilen
Siliziumcarbidpulver mit einer Teilchengröße von 0,2 µm und 4
Teilen Toluol bestand. Mit dieser Aufschlämmung wurde ein kon
tinuierliches Kohlenstoffasertau infiltriert, indem man das Tau
durch ein bewegtes Bad der Aufschlämmung zog. Ein Tau bzw. Seil
ist ein Strang, erhalten durch Verweben einzelner Fasern mit
einander. Das infiltrierte Tau wurde auf eine hexagonale Trom
mel gewickelt, um gerichtete harzimprägnierte Platten zu bilden.
Nachdem das Toluol verdampft war, wurden die getrockneten Plat
ten von der Trommel genommen. Man schnitt sie zu Bändern und
stapelte mehr Bänder in einem rechteckigen Werkzeug, wobei
man die Ausrichtung der Fasern beibehielt. Die geschichteten Bän
der wurden mit 300 MPa gepreßt, während das Werkzeug bzw. die
Form langsam auf 200°C erhitzt und dort für 15 Minuten gehalten
wurde. Das Harz floß und füllte Spalte zwischen den Fasertauen
und Bandschichten unter Bildung eines Stabes mit einer zusammen
hängenden Matrix aus vernetztem Harz und Siliziumcarbidpulver,
die die Fasertaue umgab. Der Stab wurde aus der Form genommen,
und in einer Argonatmosphäre durch Erhitzen mit einer Geschwin
digkeit von 200°C/min auf 1200°C und Halten für 30 Minuten bei
dieser Temperatur pyrolysiert. Ein Keramikverbundstoff mit einer
Matrix aus amorphen Silizium-Oxy-Carbid-Glas, die einen kera
mischen Füllstoff bindet und durch Kohlenstoffasern verstärkt
ist, wurde gebildet. Der keramische Verbundstoff hatte eine Dich
te von 1,73 g/cm3 und enthielt 19 Vol.-% einer offenen Porosität.
Aus der Verbundplatte wurden maschinell schmale Stäbe herausge
arbeitet und deren mechanische Eigenschaften durch einen Drei
punkt-Biegetest bestimmt. Die Biegefestigkeit betrug 200 MPa,
und die Bruchenergie war größer als 2,3 kJ/m2. Beim Bruch zeig
te der Verbundstoff ein nichtsprödes Verhalten, charakterisiert
durch Freiwerden und Herausziehen der Fasern.
Es wurde ein zweiter keramischer Verbundstoff hergestellt unter
Anwendung des in Beispiel 11 beschriebenen Verfahrens, wobei je
doch die Infiltrationsaufschlämmung aus 2 Gew.-Teilen Vorläufer
harz, 3 Gew.-Teilen eines Siliziumcarbidpulvers mit einer Teil
chengröße von 3,5 µm und 5 Gew.-Teilen Toluol bestand. Die kera
mische Faser war eine mit Bornitrid überzogene "Nicalon"-Silizium
carbidfaser. Die imprägnierten und verdichteten Faserplatten
wurden pyrolysiert und bildeten einen keramischen Verbundstoff
mit einer Dichte von 2,08 g/cm3, 18% offener Porosität, einer
Biegefestigkeit von 312 MPa und einer Bruchenergie von
2,4 kJ/m2.
Ein dritter keramischer Verbundstoff wurde hergestellt unter An
wendung des in Beispiel 11 beschriebenen Verfahrens, wobei die
Infiltrationaufschlämmung jedoch aus zwei Gew.-Teilen Vorläufer
harz, 3 Gew.-Teilen Mullitpulver mit einer Teilchengröße von 2 µm
und 5 Gew.-Teilen Toluol bestand. Die keramische Faser war eine
Aluminoborsilikat-Faser. Mullit ist eine hochschmelzende Keramik
aus Aluminosilikat mit der chemischen Formel 2 SiO2×3Al2O3.
Die imprägnierten und verdichteten Faserplatten wurden pyroly
siert und bildeten eine Verbundkeramik mit einer Dichte von
2,39 g/cm3, 13,5% offener Porosität und einer Biegefestigkeit
von 200 MPa.
Claims (33)
1. Glaszusammensetzung, die bei Temperaturen bis zu mindestens
1650°C strukturell stabil bleibt und Silizium, Sauerstoff und
Kohlenstoff in einer Verteilung polyatomarer Einheiten umfaßt,
mit etwa 34 bis 48 Gew.-% Tetraoxysilizium-, etwa 11 bis 29
Gew.-% Monocarbosiloxan-, etwa 11 bis 27 Gew.-% Dicarbosiloxan-,
bis zu 22 Gew.-% Tetracarbosilizium-Einheiten und etwa 3 bis 9
Gew.-% in der Glasmatrix dispergiertem elementarem Kohlenstoff.
2. Glas nach Anspruch 1, worin Silizium, Sauerstoff und Kohlen
stoff in polyatomaren Einheiten verteilt sind, die in Gew.-%
umfassen: etwa 38 bis 48 Tetraoxysilizium, etwa 11 bis 21 Mono
cabosiloxan, etwa 11 bis 21 Gew.-% Dicarbosiloxan, etwa 12 bis
22 Gew.-% Tetracarbosilizium und etwa 3 bis 9 elementarem Koh
lenstoff, der in der Glasmatrix dispergiert ist.
3. Glas nach Anspruch 1, worin Silizium, Sauerstoff und Kohlen
stoff in polyatomaren Einheiten verteilt sind, die in Gew.-%
umfassen: etwa 34 bis 44 Gew.-% Tetraoxysilizium, etwa 19 bis
29 Monocarbosiloxan, etwa 17 bis 27 Gew.-% Dicarbosiloxan,
bis zu etwa 6 Tetracarbosilizium und etwa 3 bis 9 Gew.-%
elementaren Kohlenstoff, der in der Glasmatrix dispergiert
ist.
4. Glaszusammensetzung, die bei Temperaturen bis zu mindestens
1650°C strukturell stabil bleibt, umfassend Silizium, Sauer
stoff und Kohlenstoff in einer Masse aus Silizium-Oxy-Carbid-
Glas, worin etwa 52 bis 66% der Siliziumatome mit mindestens
einem Kohlenstoffatom verbunden sind und etwa 3 bis 9
Gew.-% Kohlenstoff als elementarer Kohlenstoff, verteilt inner
halb der Glasmatrix, vorhanden sind.
5. Glaszusammensetzung, die bei Temperaturen bis zu mindestens
1650°C strukturell stabil bleibt und Silizium, Sauerstoff und
Kohlenstoff in einer Masse von Harz-gehärtetem Silizium-Oxy-
Carbid-Glas umfaßt, worin 56 bis 66% der Siliziumatome mit
mindestens einem Kohlenstoffatom verbunden sind und etwa 3
bis 9 Gew.-% Kohlenstoff als elementarer Kohlenstoff, der
innerhalb der Glasmatrix dispergiert ist, vorhanden sind.
6. Glaszusammensetzung, die bei Temperaturen bis zu mindestens
1650°C strukturell stabil bleibt und Silizium, Sauerstoff und
Kohlenstoff in einer Masse von Harz-gehärtetem Silizium-Oxy-
Carbid-Glas umfaßt, worin etwa 52 bis 62% der Siliziumatome
mit mindestens einem Kohlenstoffatom verbunden sind und etwa
3 bis 9 Gew.-% Kohlenstoff als elementarer Kohlenstoff, dis
pergiert innerhalb der Glasmatrix, vorhanden sind.
7. Verfahren zum Herstellen eines Glases, umfassend das Erhitzen
eines Methylsilikon-Vorläuferharzes in einer nicht oxidierenden
Atmosphäre bei einer Temperatur, bei der das Harz pyrolysiert,
wobei das Erhitzen für eine Zeitdauer ausgeführt wird, die
endet, wenn der Gewichtsverlust des pyrolysierenden Harzes im
wesentlichen beendet ist, wobei das pyrolysierte Harz ein
Silizium-Oxy-Carbid-Glas bildet, das bei Temperaturen bis zu
mindestens 1650°C strukturell stabil bleibt.
8. Verfahren nach Anspruch 7, worin das Erhitzen bei einer Tempe
ratur im Bereich von 900°C bis 1650°C ausgeführt wird.
9. Verfahren nach Anspruch 7, das vor der Erhitzungsstufe weiter
die Stufe des Vernetzens des Methylsilikon-Vorläuferharzes
durch Auflösen des Harzes in einem Lösungsmittel und Zugeben
eines Härtungsmittels umfaßt, wodurch nach der Pyrolyse ein
Silizium-Oxy-Carbid-Glas aus einem vernetzten Harz gebildet
wird.
10. Verfahren nach Anspruch 7, worin das Erhitzen für eine Zeit
dauer ausgeführt wird, die einen Gewichtsverlust des Harzes
von etwa 11 bis 35% gestattet.
11. Verfahren nach Anspruch 7, worin das Erhitzen in einer Atmo
sphäre aus Wasserstoffgas ausgeführt wird.
12. Verfahren nach Anspruch 7, worin das Erhitzen in einer Atmo
sphäre aus Heliumgas ausgeführt wird.
13. Verfahren zum Bilden eines Gegenstandes aus Silizium-Oxy-
Carbid-Glas, umfassend:
Erhitzen eines Methylsilikon-Vorläuferharzes in einer nicht oxidierenden Atmosphäre auf eine Temperatur, die zum Pyro lysieren des Harzes führt, wobei das Erhitzen für eine Zeit dauer ausgeführt wird, die beendet ist, wenn der Gewichtsver lust des pyrolysierenden Harzes im wesentlichen endet,
Pulverisieren des Rückstandes zu einem Pulver mit einer Teil chengröße von etwa 0,1 bis 2 µm und
Zusammenpressen der Teilchen durch die Anwendung von Wärme und Druck, die das Pulver zu dem Gegenstand verdichten.
Erhitzen eines Methylsilikon-Vorläuferharzes in einer nicht oxidierenden Atmosphäre auf eine Temperatur, die zum Pyro lysieren des Harzes führt, wobei das Erhitzen für eine Zeit dauer ausgeführt wird, die beendet ist, wenn der Gewichtsver lust des pyrolysierenden Harzes im wesentlichen endet,
Pulverisieren des Rückstandes zu einem Pulver mit einer Teil chengröße von etwa 0,1 bis 2 µm und
Zusammenpressen der Teilchen durch die Anwendung von Wärme und Druck, die das Pulver zu dem Gegenstand verdichten.
14. Verfahren nach Anspruch 13, worin die Stufe des Erhitzens
bei einer Temperatur im Bereich von 900°C bis 1650°C ausge
führt wird.
15. Verfahren nach Anspruch 13, worin die Stufe des Erhitzens in
einer Atmosphäre aus Wasserstoffgas ausgeführt wird.
16. Verfahren nach Anspruch 13, worin die Stufe des Erhitzens
für eine Zeitdauer ausgeführt wird, die einen Gewichtsverlust
des Harzes von etwa 11 bis 35% gestattet.
17. Verfahren nach Anspruch 13, worin die Stufe des Zusammen
pressens das Anwenden eines einachsigen Druckes auf das Pul
ver von mindestens etwa 350 bar und das Erhitzen des Pulvers
auf 1550°C bis 1650°C umfaßt.
18. Verfahren nach Anspruch 13, worin die Stufe des Zusammenpres
sens das Anwenden eines isostatischen Druckes auf das Pulver
von mindestens etwa 560 bar und das Erhitzen des Pulvers auf
etwa 1200 bis 1600°C umfaßt.
19. Verfahren zum Herstellen eines Gegenstandes aus einem ver
netzt-harzigen Silizium-Oxy-Carbid-Glas umfassend:
Auflösen eines Methylsilikon-Vorläuferharzes in einem Lösungs mittel,
Zugabe eines Härtungsmittels zur Vernetzung des Harzes,
Formen des Harzes zu dem Gegenstand,
Verdampfen des Lösungsmittels aus dem vernetzenden Harz und
Erhitzen des Harzes in einer nicht oxidierenden Atmosphäre bei einer Temperatur, bei der das Harz pyrolysiert, wobei das Erhitzen für eine Zeitdauer ausgeführt wird, die endet, wenn der Gewichtsverlust des pyrolysierenden Harzes im wesentlichen beendet ist.
Auflösen eines Methylsilikon-Vorläuferharzes in einem Lösungs mittel,
Zugabe eines Härtungsmittels zur Vernetzung des Harzes,
Formen des Harzes zu dem Gegenstand,
Verdampfen des Lösungsmittels aus dem vernetzenden Harz und
Erhitzen des Harzes in einer nicht oxidierenden Atmosphäre bei einer Temperatur, bei der das Harz pyrolysiert, wobei das Erhitzen für eine Zeitdauer ausgeführt wird, die endet, wenn der Gewichtsverlust des pyrolysierenden Harzes im wesentlichen beendet ist.
20. Verfahren nach Anspruch 19, worin das Härtungsmittel Ammonium
hydroxid ist.
21. Verfahren nach Anspruch 19, worin das Härtungsmittel ein
siliziumhaltiges Amin ist.
22. Verfahren nach Anspruch 19, worin die Stufe des Erhitzens bei
einer Temperatur zwischen 900°C und 1650° ausgeführt wird.
23. Verfahren nach Anspruch 19, worin die Stufe des Erhitzens in
einer Atmosphäre aus Wasserstoffgas ausgeführt wird.
24. Verfahren nach Anspruch 19, worin die Stufe des Erhitzens in
einem Vakuum ausgeführt wird.
25. Verfahren nach Anspruch 19, worin die Stufe des Erhitzens mit
einer Aufheizgeschwindigkeit ausgeführt wird, die die Bildung
von Hohlräumen in dem Glas minimiert.
26. Verfahren nach Anspruch 19, worin die Stufe des Erhitzens für
eine Zeitdauer ausgeführt wird, die einen Gewichtsverlust des
Harzes von etwa 11 bis 35% gestattet.
27. Verfahren nach Anspruch 19, worin die Stufe des Erhitzens mit
einer Aufheizgeschwindigkeit von weniger als etwa 1°/min. aus
geführt wird.
28. Verfahren nach Anspruch 19, worin die Stufe des Verdampfens
mit einer Verdampfungsrate ausgeführt wird, die die Bildung
von Hohlräumen in dem Harz vermeidet.
29. Glasfaser, umfassend Silizium, Sauerstoff und Kohlenstoff in
einer Verteilung polyatomarer Einheiten mit etwa 38 bis 48 Gew.-%
Tetraoxysilizium, etwa 11 bis 21 Gew.-% Monocarbosiloxan,
etwa 11 bis 21% Dicarbosiloxan, etwa 12 bis 22 Gew.-% Tetra
carbosilizium und etwa 3 bis 9% elementarem Kohlenstoff, der
in der Glasmatrix dispergiert ist.
30. Verfahren zum Bilden von Silizium-Oxy-Carbid-Glas-Fasern,
umfassend:
Auflösen eines Methylsilikon-Vorläuferharzes in einem Lö sungsmittel,
Zugabe eines Härtungsmittels zu dem gelösten Harz und Ver netzenlassen des Harzes bis zu einer Viskosität, bei der das Harz zu einer Faser geformt werden kann,
Ziehen von Fasern aus dem Harz,
Verdampfen des Lösungsmittels aus dem Harz, und
Erhitzen des Harzes in einer nicht oxidierenden Atmosphäre bei einer Temperatur, bei der das Harz pyrolysiert, wobei das Erhitzen für eine Zeitdauer ausgeführt wird, die endet, wenn der Gewichtsverlust des pyrolysierenden Harzes im we sentlichen beendet ist.
Auflösen eines Methylsilikon-Vorläuferharzes in einem Lö sungsmittel,
Zugabe eines Härtungsmittels zu dem gelösten Harz und Ver netzenlassen des Harzes bis zu einer Viskosität, bei der das Harz zu einer Faser geformt werden kann,
Ziehen von Fasern aus dem Harz,
Verdampfen des Lösungsmittels aus dem Harz, und
Erhitzen des Harzes in einer nicht oxidierenden Atmosphäre bei einer Temperatur, bei der das Harz pyrolysiert, wobei das Erhitzen für eine Zeitdauer ausgeführt wird, die endet, wenn der Gewichtsverlust des pyrolysierenden Harzes im we sentlichen beendet ist.
31. Verbundkeramik umfassend mindestens eine Keramikfaser innner
halb einer Matrix aus Silizium-Oxy-Carbid-Glas, die einen
keramischen Füllstoff bindet, wobei das Glas Silizium, Sauer
stoff und Kohlenstoff in einer Verteilung polyatomarer Ein
heiten mit etwa 34 bis 48 Gew.-% Tetraoxysilizium, etwa 11 bis
29 Gew.-% Monocarbosiloxan, etwa 11 bis 27 Gew.-% Dicarbo
siloxan und etwa 3 bis 9 Gew.-% elementarem Kohlenstoff um
faßt, der in der Glasmatrix dispergiert ist.
32. Verfahren zum Herstellen einer Verbundkeramik, umfassend:
Auflösen eines Vorläuferharzes in einem Lösungsmittel,
Zugabe eines teilchenförmigen keramischen Füllstoffes zu dem Harz zur Bildung eines Verbundharzes,
Imprägnieren mindestens einer Keramikfaser mit dem Verbund harz,
Einformen der imprägnierten Faser in den Verbundstoff, Verdampfen des Lösungsmittels aus der imprägnierten Faser und
Erhitzen der geformten Faser in einer nicht oxidierenden Atmosphäre bei einer Temperatur, die das Harz pyrolysiert, wobei das Erhitzen für eine Zeitdauer ausgeführt wird, die endet, wenn der Gewichtsverlust des pyrolysierenden Harzes im wesent lichen beendet ist, wodurch eine Matrix aus Silizium-Oxy- Carbid-Glas und keramischem Füllstoff gebildet wird, die die keramische Faser umgibt.
Auflösen eines Vorläuferharzes in einem Lösungsmittel,
Zugabe eines teilchenförmigen keramischen Füllstoffes zu dem Harz zur Bildung eines Verbundharzes,
Imprägnieren mindestens einer Keramikfaser mit dem Verbund harz,
Einformen der imprägnierten Faser in den Verbundstoff, Verdampfen des Lösungsmittels aus der imprägnierten Faser und
Erhitzen der geformten Faser in einer nicht oxidierenden Atmosphäre bei einer Temperatur, die das Harz pyrolysiert, wobei das Erhitzen für eine Zeitdauer ausgeführt wird, die endet, wenn der Gewichtsverlust des pyrolysierenden Harzes im wesent lichen beendet ist, wodurch eine Matrix aus Silizium-Oxy- Carbid-Glas und keramischem Füllstoff gebildet wird, die die keramische Faser umgibt.
33. Verfahren nach Anspruch 32, wobei vor der Stufe des Erhitzens
Schichten aus imprägnierter Faser durch die Anwendung von
Wärme und Druck zur Bildung einer zusammenhängenden Verbund
harzmatrix um die Faser herum zusammengepreßt werden.
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DE4016569A1 true DE4016569A1 (de) | 1990-12-06 |
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