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Hintergrund der Erfindung
und verwandter Stand der Technik
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Gebiet der Erfindung
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Die vorliegende Erfindung bezieht
sich auf ein neuartiges SiC-C/C-Verbundmaterial, das für Vorrichtungen
für geschmolzenes
Metall, die eine hohe Oxidationsbeständigkeit bei hohen Temperaturen
benötigen, wie
etwa geschmolzenes Metall fördernde
Pumpen, die in geschmolzenem Metall verwendet werden, oder Pumpen
für geschmolzenes
Metall zum Entfernen von Schlacke, für Schleifelemente, die bei
hohen Temperaturen eine Oxidationsbeständigkeit benötigen, für Gleitelemente
wie etwa Kugellager und Gleitlager, die in Geräten zur Herstellung von Halbleitern
verwendet werden, für
Präzisionsinstrumente,
Teile von Autos und Flugzeugen und Bremselemente, die als Reibungsmaterialien
für Bremsscheiben
verwendet werden, die so angebracht sind, dass sie mit Vorrichtungen
zur Kontrolle der Geschwindigkeit verzahnt sind, die verwendet werden, um
Massenverkehrsmittel wie etwa große Autos, Ultrahochgeschwindigkeitszüge und Flugzeuge
anzuhalten oder deren Geschwindigkeit zu kontrollieren, verwendbar
sind. Die Erfindung bezieht sich des Weiteren auf ein Verfahren
zur Herstellung des Kompositmaterials.
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Bemerkung zum verwandten
Stand der Technik
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Aluminiumzinklegierungen, SUS und
verschiedene andere Legierungen werden für Vorrichtungen für geschmolzenes
Metall verwendet, aber da sie bei hohen Temperaturen verwendet werden,
ist ihre Lebensdauer kurz, und zwar etwa eine Woche.
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Daher müssen sie häufig ausgetauscht werden, und
der Austauschvorgang bei einer hohen Temperatur ist sehr schwierig.
Daher werden jene Materialien nachgefragt, die keine Substanzen
liefern, die das geschmolzene Metall verunreinigen und die eine
hohe Abriebbeständigkeit,
Oxidationsbeständigkeit
und Haltbarkeit haben und über
einen langen Zeitraum bei hohen Temperaturen verwendet werden können.
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Zum Beispiel wird das Platieren von
Stahllagen für
Autos durch Eintauchen der zu platierenden Stahllagen in Metalle
wie etwa Zink und Aluminium, die durch Erhitzen geschmolzen werden
(geschmolzenes Metall), durchgeführt.
Wenn die zu platierenden Materialien wiederholt eingetaucht werden,
wachsen allerdings Verunreinigungen in dem geschmolzenen Metall
in der Form von Teilchen an, was die Bildung von suspendierten festen
Materialien (Schlacke) in dem geschmolzenen Metall verursacht. Wenn
die Platierung auf diese Weise fortgesetzt wird, wird die Platierungsdicke
uneben oder das Erscheinungsbild der platierten Gegenstände wird
schlecht.
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Daher wird in dem Metallplatierungsschritt
der Platierungsvorgang unter Entfernen der Schlacke durch eine Pumpe
für geschmolzenes
Metall durchgeführt.
Die 9 zeigt ein Beispiel
für die
Pumpe für
geschmolzenes Metall. In 9 wird
die Stahllage 11, die ein zu platierendes Material ist,
in einer Wasserstoffatmosphäre
platiert, indem sie mittels einer Riemenscheibe 12 in geschmolzenes
Metall 13 eingetaucht wird. Die Pumpe 14 für geschmolzenes
Metall ist im Allgemeinen mit einem Schlacke-Lagerungsabschnitt 15 und
einem Schlacke-Durchlasse 16 mit Öffnungen an beiden Enden bereitgestellt.
Eine Endenöffnung
des Schlacke-Durchlasses 16 steht mit dem geschmolzenen
Metall 13 außerhalb
des Schlacke- Lagerungsabschnitts 15 in
Kontakt, und eine weitere Endenöffnung
des Schlacke-Durchlasses 16 steht mit geschmolzenen Metall 13 innerhalb
des Schlacke-Lagerungsabschnitts 15 in
Kontakt. Des Weiteren hat der Schlacke-Durchlass 16 ein Antriebsrad 18,
das einen Flüssigkeitsstrom
von einer Endenseite zu einer weiteren Endenseite fördert und das
an einer weiteren Seite des Schlacke-Durchlasses an einen sich drehenden
Schaft 17 angebracht ist. In der in 9 gezeigten Pumpe 14 für geschmolzenes
Metall bildet der Innenraum des inneren Behälters 20 den Schlacke-Lagerungsabschnitt 15,
und der Raum zwischen der Innenwand des äußeren Behälters 21 und der Außenwand
des inneren Behälters 20 bildet
den Schlacke-Durchlass 16.
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Gleitmaterialien wie etwa Kugellager
und Gleitlager werden weitreichend auf verschiedenen Gebieten wie
etwa für
Halbleiter, Keramiken, elektronische Teile und bei der Herstellung
von Fahrzeugen als bildende Elemente von Geräten zur Herstellung von Halbleitern,
Präzisionsinstrumenten
und Teilen von Autos und Flugzeugen verwendet. Insbesondere werden
gegenwärtig
mit dem schnellen Voranschreiten der technischen Innovation Gleitmaterialien,
die für
Gleitlager, Gleitstücke,
Lagerhalterungen, etc. auf den Gebieten der Weltraumentwicklung
wie etwa bei einem Spaceshuttle und einem Raumgleiter und auf Gebieten
der Energie wie etwa der Kernenergie, der Solarenergie und der Wasserstoffenergie
verwendet werden, bei hohen Temperaturen von höher als 400°C, bei denen Öl aufgrund
von Verbrennen oder Carbonisierung nicht als Schmiermittel verwendet
werden kann, oder bei niedrigen Temperaturen, bei denen Öl gefriert,
verwendet. Daher müssen
Gleitmaterialien an sich einen kinetischen Reibungskoeffizienten
haben, der so klein wie möglich
ist, und dürfen kaum
abgenutzt werden. Darüber
hinaus ist es natürlich
für diese
Gleitmaterialien nötig,
dass sie bei moderaten bis hohen Temperaturen (200 bis 2000°C) eine hohe
Festigkeit und hohe Verlässlichkeit
(Zähigkeit
und Schlagbeständigkeit)
und eine Beständigkeit
gegenüber
der Umwelt (Korrosionsbeständigkeit,
Oxidationsbeständigkeit
und Strahlungsbeständigkeit)
haben. Aufgrund der kürzlichen
Nachfrage nach Energieeinsparung ist es darüber hinaus für Gleitmaterialien
zudem nötig,
dass sie ein geringes Gewicht haben, so dass sie mit geringer Last
angetrieben werden können.
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Unter diesen Umständen sind bisher Siliciumnitrid
oder Siliciumcarbidmaterialien, die eine hervorragende Hitzebeständigkeit
und hohe Festigkeit haben, für
Gleitmaterialien verwendet worden, aber diese haben einen großen kinetischen
Reibungskoeffizienten von 0,5 bis 1,0, verursachen leicht die Abnutzung
anderer Materialien und sind nicht notwendiger Weise für Gleitmaterialien
geeignet. Zusätzlich
haben sie zusammen mit dem großen
kinetischen Reibungskoeffizienten eine hohe Dichte und die Nachteile
des hohen Energieverbrauchs zum Antrieb. Darüber hinaus haben sie den Nachteil
der Brüchigkeit
als besonderer Eigenschaft und sind selbst aufgrund kleiner Risse
beträchtlich
brüchig,
und daneben haben sie keine ausreichende Festigkeit gegenüber thermischen
und mechanischen Schocks.
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Um die Nachteile von Keramiken zu
lösen,
sind keramische Verbundmaterialien (CMC), die Verbünde aus
kontinuierlichen keramischen Fasern umfassen, entwickelt und für Gleitmaterialien
verwendet worden. Diese Materialien haben selbst bei hohen Temperaturen
eine hohe Festigkeit und Zähigkeit
und haben eine hervorragende Schlagbeständigkeit und Beständigkeit
gegenüber
der Umwelt, und daher werden sie hauptsächlich in Europa und Amerika
als im Wesentlichen feuerfeste Gleitmaterialien erforscht.
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Andererseits werden für Reibungsmaterialien,
die in Bremsvorrichtungen verwendet werden, die an Massenverkehrsmittel
wie etwa große
Autos, Ultrahochgeschwindigkeitszüge und Flugzeuge angebracht
sind, gegenwärtig
weitreichend Kohlenstofffasern-in-Kohlenstoff-Materialien verwendet, die oftmals als
C/C-Verbünde
bezeichnet werden und bei hohen Temperaturen einen hohen Reibungskoeffizienten
und ein geringes Gewicht haben. Bei diesen Massenverkehrsmitteln
muss das Bremsen in Abhängigkeit
von der Veränderung
der Fahrumstände
manchmal für
einen langen Zeitraum durch Bremsvorrichtungen durchgeführt werden,
oder das Bremsen durch Bremsvorrichtungen muss mit einer hohen Frequenz
wiederholt werden. Daher werden im Falle der Bremsvorrichtungen,
die C/C-Verbünde
als Reibungsmaterialien verwenden, die Reibungsmaterialien über einen
langen Zeitraum an der Luft hohen Temperaturen ausgesetzt. Da C/C-Verbünde verwendende
Reibungsmaterialien im Grunde hauptsächlich aus Kohlenstofffasern
bestehen, die bei hohen Temperaturen leicht brennen, reagieren demgemäß die Kohlenstofffasern
unter solchen Bedingungen des Ausgesetztseins von hohen Temperaturen über einen
langen Zeitraum mit Sauerstoff, was eine beträchtliche Abnutzung oder die Emission
von Rauch verursacht, was zu schweren Unfällen führt. Hinsichtlich der Reibungskraft
bei hohen Temperaturen und der beim Anbringen an Bremsscheiben benötigten Flexibilität sind allerdings
bisher noch keine Substitute für
diese entdeckt worden.
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Andererseits sind keramikartige SiC-C/C-Verbundmaterialien
(CMC), die einen Verbund aus einer keramischen Matrix und in die
Matrix eingebetteten Fasern umfassen, auf die folgende Weise entwickelt
worden. Das heisst, mehrere hundert bis mehrere tausend lange Keramikfasern
mit einem Durchmesser von etwa 10 μm werden gebündelt, um ein Faserbündel (Garn)
zu bilden, diese Faserbündel
werden planar oder dreidimensional angeordnet, um Lagen mit nur
einer Richtung (UD-Lagen) oder verschiedene Stoffe zu bilden, oder
diese Lagen oder Stoffe werden laminiert, wodurch eine Vorform (Faser-Vorform)
einer gegebenen Gestalt gebildet wird, und in der Vorform wird durch
das CVI-Verfahren (chemisches Dampfimprägnierverfahren) oder durch
Imprägnieren
mit einem anorganischem Polymer und ein Brennverfahren oder durch
Befüllen
der Vorform mit keramischen Pulvern durch ein Gießformungsverfahren
und anschließendem
Brennen der Form, um eine Matrix zu bilden, eine Matrix gebildet.
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Als Beispiele der CMC waren C/C-Verbünde, die
Kohlenstofffasern umfassen, die planar oder dreidimensional angeordnet
sind, zwischen denen Kohlenstoff umfassende Matrizes gebildet sind,
und durch SiC-Fasern verstärkte
Si-SiC-Verbünde, die
durch Imprägnieren
eines geformten Körpers,
der SiC-Fasern und SiC-Teilchen umfasst, mit metallischem Silicium
gebildet werden, bekannt. Darüber
hinaus offenbart das britische Patent Nr. 1457757 ein Verbundmaterial,
das durch Imprägnieren
eines C/C-Verbunds mit metallischem Silicium zur Bildung von SiC
erhalten wird. Bei diesem Verbundmaterial wird ein sehr übliches
Material als der C/C-Verbund
zum Bilden eines Skelettteils verwendet. Das heisst, ein phenolisches
Harz wird als ein Bindemittel auf Kohlenstofffasern mit einer geeigneten
Dicke aufgetragen, diese werden in einer gleichmäßigen Faserrichtung laminiert,
so dass sich die gewünschte
Gestalt ergibt, und das Laminat wird in eine Form mit einer speziellen
Gestalt gegeben, gefolgt von Komprimieren und Aushärten, um
einen geformten C/C-Verbundkörper
zu erhalten. Dieser wird gebrannt, und der gebrannte Körper ist
mit metallischem Silicium imprägniert.
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Das phenolische Harz wird durch das
Brennen carbonisiert, aber die verbleibende Kohlenstoffmenge beträgt höchstens
etwa 50%, und nach dem Brennen liegen viele feine Poren in zufälliger Weise
um die Kohlenstofffasern herum vor. Dieser ist mit metallischem
Silicium imprägniert,
aber es ist aufgrund des zufälligen Vorliegens
der Poren sehr schwierig, den gesamten gebrannten Körper gleichmäßig mit
Silicium zu imprägnieren.
Die SiC-Matrix wird durch die Reaktion des freien, durch die Carbonisierung
des als ein Bindemittel verwendeten phenolischen Harzes produzierten
Kohlenstoffs mit für
die Imprägnierung
verwendetem metallischen Silicium gebildet, aber aufgrund der zufällig vorliegenden
Poren wird die Matrix in diesem Fall nicht homogen, und zudem reagiert
gleichzeitig das metallische Silicium zufällig mit Kohlenstofffasern,
so dass eine SiC-Schicht auf den Kohlenstofffasern gebildet wird.
Im Ergebnis werden die Probleme verursacht, dass die Kohlenstofffasern
im Abschnitt der SiC-Schicht, die in wenigstens einem Teil des Verbundmaterials
gebildet wird, kurz werden, was zu einer Verschlechterung der Schlagbeständigkeit,
der Biegefestigkeit, der guten Schmierung und der Abriebbeständigkeit
führt.
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Da C/C-Verbünde eine hohe Zähigkeit
haben, sind sie für
Bremselemente aufgrund ihrer hervorragenden Schlagbeständigkeit,
ihres leichten Gewichts und ihrer hohen Härte besser, aber sie bestehen
aus Kohlenstoff und können
somit in Gegenwart von Sauerstoff nicht bei hohen Temperaturen verwendet
werden und haben bei der Verwendung für feuerfeste Gleitmaterialien
eine Beschränkung.
Da sie eine relativ geringe Härte und
Kompressionsfestigkeit haben, ist darüber hinaus die Abnutzung durch
Abrieb groß,
wenn sie für
Gleitmaterialien oder Bremselemente verwendet werden.
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Andererseits haben durch SiC-Fasern
verstärkte
Si-SiC-Verbünde eine
hervorragende Oxidationsbeständigkeit
und Beständigkeit
gegenüber
langsamer Verformung, aber sie können
auf der Faseroberfläche leicht
beschädigt
werden. Darüber
hinaus haben SiC-Fasern eine hohe Benetzbarkeit mit Si-SiC und sind
fest verbunden, und somit ist der Effekt, dass sich der Hauptkörper und
die Fasern gegeneinander verziehen, gering. Somit sind sie gegenüber C/C-Verbünden in
ihrer Zähigkeit
schlechter und haben daher eine niedrige Schlagbeständigkeit
und sind für
Gleitmaterialien mit komplizierten Gestalten oder mit Abschnitten
dünner Wände, wie
etwa für
Lager und Gleitstücke,
nicht geeignet. Des Weiteren fehlt ihnen die Verlässlichkeit
für Materialien,
die für
eine lange Zeit für
Vorrichtungen für
geschmolzenes Metall, die bei hohen Temperaturen verwendet werden,
geeignet sind. Somit sind Materialien, die eine hohe Verlässlichkeit
haben und für
einen langen Zeitraum verwendet werden können, noch nicht bereitgestellt
worden.
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Das heisst, bei der vorstehend erwähnten Pumpe 14 für geschmolzenes
Metall müssen
die Elemente, die mit dem geschmolzenen Metall 13 mit einer
hohen Temperatur von 500 bis 800°C
in Kontakt stehen, wie etwa der äußere Behälter 21,
der innere Behälter 20,
der sich drehende Schaft 17 und das Antriebsrad 18,
aus Materialien mit Schlagbeständigkeit
bestehen. Wenn darüber
hinaus das Material, das die Pumpe für geschmolzenes Metall bildet,
in das geschmolzene Metall hineinläuft bzw. ausblutet, wird die
Qualität
der platierten Gegenstände
beeinträchtigt,
und daher müssen
Materialien verwendet werden, die bei hohen Temperaturen nicht ausbluten.
Darüber
hinaus müssen
die Materialien, die die Pumpe für
geschmolzenes Metall bilden, eine Oxidationsbeständigkeit haben, da sie manchmal
an der Luft verwendet werden. Unter diesen Gesichtspunkten wird
SIALON als das Material für
den äußeren Behälter etc.
verwendet, also für
die Elemente von jenen, die die Pumpe für geschmolzenes Metall bilden,
die mit dem geschmolzenen Metall in Kontakt stehen.
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Zusammenfassung
der Erfindung
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Es ist eine Aufgabe der vorliegenden
Erfindung, ein neuartiges SiC-C/C-Verbundmaterial bereitzustellen,
das für
Bremselemente verwendbar ist und einen kinetischen Reibungskoeffizienten
innerhalb des Bereichs hat, der die Gleiteigenschaften nicht vermindert,
das einen Abriebwiderstand und ein geringes Gewicht hat, eine hervorragende
Schlagbeständigkeit
besitzt und zusammen mit einer hohen Härte Schlagbeständigkeit,
Beständigkeit
gegenüber
langsamer Verformung und Beständigkeit
gegenüber
Absplittern hat, wodurch es für
Gleitmaterialien verwendbar ist und kaum oxidiert oder abgenutzt
wird, selbst wenn es in Gegenwart von Sauerstoff hohen Temperaturen
ausgesetzt ist, wobei die hervorragende Schlagbeständigkeit
und das leichte Gewicht von C/C-Verbünden beibehalten werden, und
das somit keine solchen Nachteile wie C/C-Verbünde hat, die gegenwärtig für Bremsmaterialien
für Massenverkehrsmittel
verwendet werden und bei denen aufgrund einer beträchtlichen
Abnutzung, die unvermeidbarer Weise in Gegenwart von Sauerstoff
durch hohe Temperaturen verursacht auftritt, mit hoher Frequenz
ein Austauschvorgang vorgenommen werden muss. SIALON, das gegenwärtig für die Abschnitte
einer Pumpe für
geschmolzenes Metall verwendet wird, die eine Oxidationsbeständigkeit
benötigen,
hat kein Problem in der Sauerstoffbeständigkeit, ist aber hinsichtlich
der thermischen Schlagbeständigkeit
schlechter, und wenn es zum Beispiel für 100 Stunden bei 800°C verwendet wird,
treten Risse an den Abschnitten in der Nähe der Oberfläche des
geschmolzenen Metalls auf.
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Die Pumpe für geschmolzenes Metall, die
einen Aspekt der vorliegenden Erfindung bildet, wurde unter den
vorstehenden Umständen
vervollständigt,
und somit ist es eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung,
eine Pumpe für
geschmolzenes Metall bereitzustellen, aus der sich die Komponenten
nicht herauslösen, wenn
sie in geschmolzenem Metall verwendet wird, und die eine ausreichende
thermische Schlagbeständigkeit
und Oxidationsbeständigkeit
hat. Noch eine weitere Aufgabe ist es, ein neues SiC-C/C-Verbundmaterial bereitzustellen,
das eine hohe Haltbarkeit hat und für Vorrichtungen für geschmolzenes
Metall verwendet werden kann, die bei Temperaturen von höher als
600°C, bevorzugt
höher als
800°C verwendet
werden.
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Als ein Ergebnis einer intensiven
Untersuchung, die von den Erfindern zum Lösen der vorstehenden Aufgaben
durchgeführt
wurde, ist gefunden worden, dass ein SiC-C/C-Verbundmaterial, das
Siliciumcarbid, Kohlenstofffasern und eine von den Kohlenstofffasern
verschiedene Kohlenstoffkomponente umfasst und eine Struktur hat,
die einen Skelettteil und eine um den Skelettteil herum gebildete
Matrix umfasst, in der wenigstens 50% des Siliciumcarbids vom β-Typ sind,
wobei das Skelettteil aus Kohlenstofffasern und einer von den Kohlenstofffasern
verschiedene Kohlenstoffkomponente gebildet ist, das Siliciumcarbid
in einem Teil des Skelettteils vorliegen kann, die Matrix aus Siliciumcarbid
gebildet ist, die Matrix und das Skelettteil einstückig ausgebildet
sind und das Verbundmaterial eine Porösität von 0,5 bis 5% und eine Verteilung
des durchschnittlichen Porendurchmessers mit 2 Peaks hat, zur Herstellung
von Vorrichtungen für
geschmolzenes Metall verwendet werden kann, insbesondere für Pumpen
für geschmolzenes
Metall, so dass es in der Lage ist, die vorstehenden Aufgaben aus
den folgenden Gründen
zu lösen.
Zuerst hat das SiC-C/C-Verbundmaterial ebenfalls eine hervorragende
Oxidationsbeständigkeit,
Beständigkeit
gegenüber
langsamer Verformung und Beständigkeit gegenüber Absplitterung
und kann zudem für
Gleitmaterialien unter solchen Bedingungen verwendet werden, unter
denen Schmiermittel aufgrund der Bedingung einer hohen Temperatur
in Gegenwart von Sauerstoff nicht verwendet werden können, behält zweitens
als Reibungsmaterialien für
Bremsen die hervorragenden Punkte wie etwa eine hervorragende Schlagbeständigkeit
und geringes Gewicht, zeigt ausreichende Abriebbeständigkeit
selbst in Gegenwart von Sauerstoff, wenn es für Abriebmaterialien für Bremsscheiben
verwendet wird, die unvermeidlicher Weise eine hohe Temperatur erzeugen,
und benötigt
nicht mit hoher Frequenz einen Austauschvorgang, wie er für C/C-Verbünde notwendig
ist, und kann kontinuierlich verwendet werden, und setzt drittens
nicht die Komponenten frei, die das geschmolzene Metall verunreinigen
und hat eine ausreichende Schlagbeständigkeit und Oxidationsbeständigkeit.
Auf diese Weise wurde die vorliegende Erfindung erzielt.
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Das heisst, die vorliegende Erfindung
stellt ein SiC-C/C-Verbundmaterial
bereit, das Siliciumcarbid, Kohlenstofffasern und eine von den Kohlenstofffasern
verschiedene Kohlenstoffkomponente umfasst und eine Struktur hat,
die einen Skelettteil und eine um den Skelettteil herum gebildete
Matrix umfasst, dadurch gekennzeichnet, dass wenigstens 50% des
Siliciumcarbids vom β-Typ
sind, der Skelettteil aus Kohlenstofffasern und einer von den Kohlenstofffasern
verschiedenen Kohlenstoffkomponente gebildet ist, das Siliciumcarbid
in einem Teil des Skelettteils vorliegen kann, die Matrix aus Siliciumcarbid
gebildet ist, die Matrix und der Skelettteil einstückig ausgebildet
sind und das Verbundmaterial eine Porösität von 0,5 bis 5% und eine Verteilung
des durchschnittlichen Porendurchmessers mit 2 Peaks hat.
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Darüber hinaus stellt die vorliegende
Erfindung eine Pumpe für
geschmolzenes Metall bereit, in der wenigstens die Abschnitte, die
mit dem geschmolzenen Metall in Kontakt stehen, aus dem vorstehenden SiC-C/C-Verbundmaterial
bestehen. Die Pumpe für
geschmolzenes Metall gemäß einem
weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung ist eine Pumpe für geschmolzenes
Metall, die einen Schlacke-Lagerungsabschnitt und einen Schlacke-Durchlass
mit Öffnungen
an beiden Enden hat und in der eine Endenöffnung des Schlacke-Durchlasses
mit geschmolzenen Metall nur an dem Oberflächenabschnitt des geschmolzenen
Metalls außerhalb
des Schlacke-Lagerungsabschnitts
in Kontakt steht und eine weitere Endenöffnung des Schlacke-Durchlasses
mit geschmolzenem Metall nur an dem Oberflächenabschnitt des geschmolzenen
Metalls innerhalb des Schlacke-Lagerungsabschnitts in Kontakt steht,
wobei der Schlacke-Durchlass durch einen Raum gebildet wird, der
durch die Innenwand des äußeren Behälters und
durch die Außenwand
des inneren Behälters,
der den Schlacke-Lagerungsabschnitt
bildet, definiert ist, und der Schlacke-Durchlass auf einer weiteren Endenseite
ein Antriebsrad hat, das an einen sich drehenden Schaft angebracht
ist und einen Flüssigkeitsstrom
von einer Endenseite und einer weiteren Endenseite fördert, dadurch
gekennzeichnet, dass wenigstens die Abschnitte, die mit dem geschmolzenen
Metall in Kontakt stehen, das vorstehende SiC-C/C-Verbundmaterial
umfassen. Darüber
hinaus ist die Pumpe für
geschmolzenes Metall bevorzugt eine, in der die Abschnitte, die
mit dem geschmolzenen Metall in Kontakt stehen, der Schlacke-Durchlass, das Antriebsrad
und der sich drehende Schaft sind. Darüber hinaus kann die Pumpe für geschmolzenes
Metall eine sein, die für
geschmolzenes Zink oder für
geschmolzenes Aluminium verwendet wird.
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Das SiC-C/C-Verbundmaterial der vorliegenden
Erfindung umfasst im Wesentlichen 20 bis 80 Gew.-% Kohlenstoff und
80 bis 20 Gew.-% Siliciumcarbid, und die ein SiC-Material umfassende
Matrix ist einstückig zwischen
Garnanordnungen gebildet, die Kohlenstofffasern umfassen, die dreidimensional
verbunden und so integriert sind, dass sie nicht getrennt sind.
Selbst wenn etwa 0,3 Gew.-% metallisches Silicium pro Gesamtgewicht
des Verbundmaterials verbleiben, hat dies im Wesentlichen keinen
Einfluss auf die Leistung des Verbundmaterials der vorliegenden
Erfindung. Wie hiernach erwähnt,
beträgt,
wenn eine aus SiC-Material gebildete Matrixschicht bereitgestellt
ist, deren Dicke bevorzugt wenigstens 0,01 mm, mehr bevorzugt wenigstens 0,05
mm und weiter bevorzugt wenigstens 0,1 mm.
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Darüber hinaus ist es für das neuartige
SiC-C/C-Verbundmaterial
der vorliegenden Erfindung bevorzugt, dass die Matrix solch eine
Zusammensetzung hat, dass der Siliciumgehalt mit dem Abstand von
dem Garn in einem Gefälle
proportional zunimmt. Darüber
hinaus kann das SiC-C/C-Verbundmaterial
wenigstens eine Substanz ausgewählt
aus der Gruppe bestehend aus Bornitrid, Bor, Kupfer, Bismuth, Titan,
Chrom, Wolfram und Molybdän
enthalten. Zusätzlich
ist es bevorzugt, dass das SiC-C/C-Verbundmaterial bei Raumtemperatur
einen kinetischen Reibungskoeffizienten von 0,05 bis 0,6 und eine
Porösität von 0,5
bis 5% hat.
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Kurze Beschreibung
der Zeichnungen
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Die 1 ist
eine Schrägansicht,
die schematisch den Skelettteil des SiC-C/C-Verbundmaterials der vorliegenden
Erfindung zeigt.
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Die 2(a) ist
eine Querschnittsansicht entlang der Linie IIa–IIa in 1, und die 2(b) ist
eine Querschnittsansicht entlang der Linie IIb–IIb in 1.
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Die 3 ist
eine teilweise Vergrößerung der 2(a).
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Die 4 ist
eine teilweise Schnitt-Schrägansicht,
die schematisch den wesentlichen Teil des SiC-C/C-Verbundmaterials
der vorliegenden Erfindung zeigt.
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Die 5 ist
ein Graph, der die Beziehung zwischen der Temperatur und der Gewichtsabnahme
zeigt.
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Die 6 ist
eine fotographische Aufnahme, die den Zustand kleiner Vorsprünge zeigt,
die von der Oberfläche
eines Teststücks
vorstehen.
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Die 7 ist
eine fotographische Aufnahme, die die Phasenstruktur des Abschnitts
des gleichen Teststücks
zeigt.
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Die 8 ist
eine vergrößerte fotographische
Aufnahme eines Beispiels der offenen Pore, die in der Matrix in 7 gebildet ist.
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Die 9 ist
eine schematische Schnittansicht, die eine allgemeine Konstruktion
der Pumpe für
geschmolzenes Metall zeigt.
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Detaillierte Beschreibung
der bevorzugten Ausführungsform
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Das SiC-C/C-Verbundmaterial der vorliegenden
Erfindung ist aus einem Keramiken und Kohlenstoff umfassenden Verbundmaterial
gebildet, das mit einem einen C/C-Verbund umfassenden Skelettteil
und einer ein SiC-Material umfassenden Matrixschicht bereitgestellt
ist.
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Das neuartige SiC-C/C-Verbundmaterial
der vorliegenden Erfindung wird nachstehend erläutert.
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Dies ist ein Material eines neuen
Konzepts, das einen neuartigen C/C-Verbund mit verbesserter Basiskonstruktion
umfasst. In dieser Beschreibung meint "C/C-Verbund" einen geformten Körper oder einen gebrannten
Körper,
der durch Brennen des geformten Körpers erhalten wird, und der
geformte Körper
wird auf die folgende Weise enthalten. Kohlenstofffaserbündel werden
hergestellt, indem sie ein Pech, einen Koks oder dergleichen als
ein pulvriges Bindemittel enthalten, das als eine Matrix der Kohlenstofffaserbündel fungiert
und nach dem Brennen zu freiem Kohlenstoff wird, und, falls nötig, zusätzlich ein
phenolisches Harzpulver oder dergleichen, und ein flexibler Film,
der einen Kunststoff wie etwa ein thermoplastisches Harz umfasst,
um das Kohlenstofffaserbündel
herum gebildet wird, um vorgeformte Garne als ein flexibles Zwischenmaterial
zu erhalten. Die vorgeformten Garne werden durch das in JP-A-2-80639
offenbarte Verfahren zu einem lagenartigen Material verarbeitet,
eine erwünschte
Anzahl der Lagen wird laminiert und das Laminat wird durch eine Heißpresse
geformt, um einen geformten Körper
zu erhalten.
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Der als ein Basismaterial verwendete
C/C-Verbund kann auf die folgende Weise hergestellt werden. Gewöhnlich werden
mehrere 100 bis mehrere 1000 Kohlenstofffasern mit einem Durchmesser
von etwa 10 μm gebündelt, um
ein Faserbündel
(Garn) zu bilden, dieses Faserbündel
wird mit einem thermoplastischen Harz bedeckt, um ein flexibles
Zwischenmaterial zu erhalten, dieses wird durch das in JP-A-2-80639
offenbarte Verfahren zu einem lagenartigen Material verarbeitet,
die resultierenden lagenartigen Materialien werden planar oder dreidimensional
angeordnet, um Lagen mit nur einer Richtung (UD-Lagen) oder verschiedene
Stoffe zu erhalten, oder die Lagen oder Stoffe werden laminiert,
um eine Vorform mit einer gegebenen Gestalt (Faser-Vorform) zu bilden,
und der auf der äußeren Oberfläche des
Faserbündels
der Vorform gebildete Film aus einem thermoplastischen Harz oder
dergleichen wird gebrannt, um den Film zu carbonisieren und zu entfernen.
Bei dem in der vorliegenden Erfindung verwendeten C/C-Verbund ist
die von den Kohlenstofffasern in dem Garn verschiedene Kohlenstoffkomponente
bevorzugt ein Kohlenstoffpulver, insbesondere bevorzugt ein graphitiertes
Kohlenstoffpulver.
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In dem SiC-C/C-Verbundmaterial der
vorliegenden Erfindung wird ein aus Kohlenstofffaserbündeln bestehender
C/C-Verbund als ein Skelettteil verwendet, und daher wird die Struktur
der Kohlenstofffasern ohne zu brechen beibehalten und die Kohlenstofffasern
werden durch Siliciumcarbid nicht in kurze Fasern umgewandelt, selbst
wenn in einem Teil von dieser SiC gebildet wird. Somit wird die
mechanische Festigkeit, die der C/C-Verbund besitzt, nahezu beibehalten
oder durch das Siliciumcarbid verstärkt. Dies ist eine großartige
Charakteristik. Daneben hat das Material eine Verbundstruktur, in
der eine ein SiC-Material umfassende Matrix zwischen den angrenzenden
Garnen in der Garnanordnung gebildet ist.
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Das SiC-Material ist in der vorliegenden
Erfindung ein Material, das Siliciumcarbid umfasst, das im Bindungsgrad
zu Kohlenstoff unterschiedlich ist, und dieses SiC-Material wird
auf die folgende Weise hergestellt. In der vorliegenden Erfindung
wird ein C/C-Verbund mit metallischem Silicium imprägniert,
und in diesem Fall reagiert das metallische Silicium mit Kohlenstoffatomen,
die die Kohlenstofffasern in dem Verbund bilden, und/oder mit freien
Kohlenstoffatomen, die auf der Oberfläche der Kohlenstofffasern verbleiben,
was eine teilweise Carbonisierung des metallischen Siliciums verursacht.
Daher wird teilweise carbonisiertes Silicium an der äußersten
Oberfläche
des C/C-Verbunds oder zwischen den Kohlenstofffasern umfassenden
Garnen erzeugt, und auf diese Weise wird eine Siliciumcarbid umfassende
Matrix zwischen den Garnen gebildet.
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Diese Matrix kann verschiedene Phasen
enthalten, von einer Phase auf Siliciumcarbidbasis, in der eine
sehr geringe Siliciummenge und Kohlenstoff miteinander verbunden
sind, bis hin zu einer reinen Siliciumcarbid-Kristallphase. Allerdings
enthält
diese Matrix metallisches Silicium in einer Menge unterhalb der
durch Röntgenstrahlanalyse
nachweisbaren Grenze(0,3 Gew.-%). Das heisst, diese Matrix umfasst
typischerweise eine Siliciumcarbidphase, aber die Siliciumcarbidphase
kann eine Phase auf SiC-Basis enthalten, in der der Siliciumgehalt
sich in einem Gefälle
verändert.
Daher ist SiC-Material ein generischer Name für eine Reihe von SiC-Materialien,
in denen Kohlenstoff im Konzentrationsbereich von 0,01 bis 50 Mol%
enthalten ist. Eine Regelung der Kohlenstoffkonzentration auf weniger
als 0,01 Mol% ist nicht praktisch, da ein striktes Messen der Menge
an zugegebenem metallischen Silicium in Beziehung zu der Menge an
freiem Kohlenstoff in dem C/C-Verbund nötig ist, und die Temperaturregelung
des hiernach erwähnten
letzten Schritts wird schwierig. Allerdings ist es theoretisch möglich die
Kohlenstoffkonzentration auf etwa 0,001 Mol% einzuregeln.
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Bei dem SiC-C/C-Verbundmaterial der
vorliegenden Erfindung ist es bevorzugt, dass das Material eine Siliciumcarbidphase hat,
die entlang der Oberfläche
der Garne erzeugt ist, und dass, wie in 6 gezeigt, zusätzlich ein Teil der Matrix
von der Oberfläche
als kleine Vorsprünge
vorsteht. Dies ist insbesondere im Falle der Verwendung für Bremselemente,
Schleifelemente, etc. bevorzugt, da die Oberflächenrauhigkeit größer ist. In
dem SiC-C/C-Verbundmaterial ist die Siliciumcarbidphase zwischen
Garnen gebildet. Daher wird die Oberfläche der Garne durch die Siliciumcarbidphase
gefestigt. Darüber
hinaus sind in dem zentralen Abschnitt der Matrix Poren mit einem
relativ großen
Porendurchmesser von im Mittel etwa 100 μm gebildet, und daher tritt aufgrund
der Verformung des Porenabschnitts in Abhängigkeit von der ausgeübten Spannung
eine mikroskopische Verteilung der Spannung auf.
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Darüber hinaus hat dieses SiC-C/C-Verbundmaterial
bevorzugt eine Matrix mit einem Gefälle in der Zusammensetzung,
so dass der Siliciumgehalt proportional zum Abstand von der Oberfläche des
Garns zunimmt. Darüber
hinaus ist bei dem SiC-C/C-Verbundmaterial
die Kohlenstofffasern umfassende Garnanordnung bevorzugt aus einer
Vielzahl von Garnanordnungselementen gebildet, und jedes der Garnanordnungselemente
ist durch nahezu parallel zueinander zweidimensional angeordnete
Garne gebildet, die ein Bündel
aus einer speziellen Anzahl von Kohlenstofffasern umfassen, und
die Garnanordnung wird durch Laminieren der Garnanordnungselemente
zusammengesetzt. Auf diese Weise hat das SiC-C/C-Verbundmaterial
eine Laminatstruktur, in der Garnanordnungselemente aus einer Vielzahl
von Schichten in speziellen Richtungen laminiert sind.
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In diesem Fall ist es besonders bevorzugt,
dass die Längsrichtungen
der Garne in angrenzenden Garnanordnungselementen einander kreuzen.
Dadurch wird die Verteilung der Spannung weiter beschleunigt. Die Längsrichtungen
der Garne in angrenzenden Garnanordnungselementen kreuzen einander
insbesondere bevorzugt in rechten Winkeln. Darüber hinaus ist die Matrix in
dem SiC-C/C-Verbundmaterial bevorzugt kontinuierlich, um in dem
Verbundmaterial eine dreidimensionale Netzwerkstruktur zu bilden.
In diesem Fall ist es insbesondere bevorzugt, dass die Matrizes
in den jeweiligen Garnanordnungselementen nahezu parallel zueinander
zweidimensional angeordnet sind, und die in den angrenzenden Garnanordnungselementen
erzeugten Matrizes sind zueinander kontinuierlich bzw. durchgängig, wodurch
die Matrizes ein dreidimensionales Gitter bilden. Darüber hinaus
kann der Raum zwischen angrenzenden Garnen vollständig mit
der Matrix gefüllt sein,
oder nur ein Teil des Raums kann mit der Matrix gefüllt sein.
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Das SiC-C/C-Verbundmaterial der vorliegenden
Erfindung umfasst einen Skelettteil, der aus einem C/C-Verbund mit
einer dreidimensionalen Struktur besteht, die eine durch Laminieren
von Garnanordnungselementen, in denen eine spezielle Anzahl von
Kohlenstofffaserbündel
umfassenden Garnen angeordnet ist, gebildete Garnanordnung und ein
in der Form eines dreidimensionalen Gitters als Matrizes zwischen
den den Skelettteil bildenden Garnen gebildetem SiC-Material umfasst.
Das SiC-C/C-Verbundmaterial der vorliegenden Erfindung hat bei Raumtemperatur
einen kinetischen Reibungskoeffizienten im Bereich von 0,05 bis
0,6, und darüber
hinaus kann die niedrige Oxidationsbeständigkeit des C/C-Verbunds überwunden
werden, indem auf der Oberfläche
eine Matrixschicht aus einem SiC-Material mit Oxidationsbeständigkeit,
Beständigkeit
gegenüber
langsamer Verformung und Beständigkeit
gegenüber
Absplitterung bereitgestellt wird. Somit kann das SiC-C/C-Verbundmaterial
für Gleitmaterialien,
Bremselemente und Elemente für
geschmolzenes Metall, die unvermeidbarer Weise in Gegenwart von
Sauerstoff hohen Temperaturen ausgesetzt sind, verwendet werden. Da
die Porösität auf 0,5
bis 5% eingeregelt ist, ist eine Schwankung des kinetischen Reibungskoeffizienten, die
durch eine Veränderung
der Umgebung verursacht wird, sehr klein, und es kann sich eine
stabile Bremsleistung zeigen. Die Abnutzung durch Abrieb bei hohen
Temperaturen beträgt
bei 500°C
bevorzugt 1,0%/h oder weniger, mehr bevorzugt 0,6%/h oder weniger.
Darüber
hinaus hat das Material eine Abriebbeständigkeit, die aus der hervorragenden
Abriebbeständigkeit
resultiert, die dem Siliciumcarbid innewohnt.
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Da das SiC-C/C-Verbundmaterial als
den Skelettteil einen im Wesentlichen aus einer Kohlenstofffaserbündel umfassenden
Garnanordnung zusammengesetzten C/C-Verbund hat, hat es darüber hinaus
ein geringes Gewicht und erfüllt
die Nachfrage nach Energieeinsparung. Da die Kohlenstofffasern nach
der Bildung der Matrix wie bereits vorstehend erwähnt nicht
zu kurzen Fasern werden, wird insbesondere die mechanische Festigkeit
beibehalten, und da sich die Längsrichtungen
der Fasern der jeweiligen Garnanordnungselemente kreuzen, sich bevorzugt
in der Garnanordnung in rechten Winkeln kreuzen, tritt keine Anisotropie
der Gestalt auf. Die freien Kohlenstoff umfassende, in dem Skelettteil
gebildete Matrix ist sehr gleichmäßig. Daher ist in dem SiC-C/C-Verbundmaterial der
vorliegenden Erfindung, das durch Imprägnieren mit metallischem Silicium hergestellt
wird, das metallische Silicium gleichmäßig dispergiert und reagiert
mit Kohlenstoff, und daher ist die Zusammensetzung der bildenden
Substanzen in einem spezifischen Volumen gleichmäßig. Da die Zusammensetzung
gleichmäßig ist,
wird eine innere Spannung gleichmäßig verteilt. Daher tritt eine
Verformung durch Sintern kaum auf, und große geformte Gegenstände mit
einer komplizierten Gestalt, insbesondere große und dünnwandige geformte Gegenstände mit
einer komplizierten Gestalt können
hergestellt werden.
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Da der Skelettteil einen C/C-Verbund
umfasst, hat das Material darüber
hinaus eine hohe Zähigkeit, eine
hervorragende Schlagbeständigkeit
und eine große
Härte.
Demgemäß kann der
Nachteil der herkömmlichen
C/C-Verbünde
des niedrigen Abriebwiderstands bei hoher Temperatur überwunden
werden, wobei die Charakteristiken der C/C-Verbünde beibehalten werden. Da
die C/C-Verbünde
kontinuierliche offene Poren haben, bildet ferner das SiC als eine
Matrix, die durch Imprägnieren
mit metallischem Silicium durch die Poren gebildet ist, eine kontinuierliche
Struktur und eine dreidimensionale Netzwerkstruktur. Daher hat jeder
herausgeschnittene Abschnitt eine höhere Abriebbeständigkeit
als der C/C-Verbund, der den Skelettteil bildet, und daneben können die
hohe Wärmedissipation
und Flexibilität,
die dem C/C-Verbund innewohnen, beibehalten werden.
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Im Falle der Pumpe für geschmolzenes
Metall, die einen weiteren Aspekt der vorliegenden Erfindung bildet,
bestehen wenigstens die Abschnitte, die mit dem geschmolzenen Metall
in Kontakt stehen, aus dem SiC-C/C-Verbundmaterial, um der Pumpe
für geschmolzenes
Metall eine ausreichende thermische Schlagbeständigkeit und Oxidationsbeständigkeit
zu verleihen und gleichzeitig ein Herauslösen der Komponenten des Materials
der Pumpe für
geschmolzenes Metall in das geschmolzene Metall zu verhindern. Das
heisst, das SiC-C/C-Verbundmaterial
hat nicht nur bei Raumtemperatur (20°C) eine hervorragende Festigkeit
und thermische Schlagbeständigkeit,
sondern auch bei höheren
Temperaturen, und hat eine hervorragende Oxidationsbeständigkeit,
und somit überträgt es die
vorstehenden Charakteristiken auf die Pumpe für geschmolzenes Metall. Insbesondere
hat das Material die Charakteristik, dass die thermische Schlagbeständigkeit
deutlich höher
als die von SIALON ist.
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Die Pumpe für geschmolzenes Metall der
vorliegenden Erfindung ist hinsichtlich System und Art nicht beschränkt und
kann jede Pumpe sein, die bei der Verwendung in geschmolzenes Metall
getaucht werden kann. Zum Beispiel hat, wie in 9 gezeigt, eine Pumpe für geschmolzenes
Metall, die zum Entfernen von Schlacke in geschmolzenem Metall verwendet
wird, im Allgemeinen einen Schlacke-Lagerungsabschnitt und einen
Schlacke-Durchlass mit Öffnungen
an beiden Enden, wobei eine Endenöffnung des Schlacke-Durchlasses
mit dem Oberflächenteil
des geschmolzenen Metalls außerhalb
des Schlacke-Lagerungsabschnitts und eine weitere Endenöffnung mit
dem Oberflächenteil
des geschmolzenen Metalls innerhalb des Schlacke-Lagerungsabschnitts
in Kontakt steht. Darüber
hinaus hat der Schlacke-Durchlass eine Einrichtung, um einen Flüssigkeitsstrom
von einer Endenseite zu einer weiteren Endenseite des Schlacke-Durchlasses
zu erzeugen, wie etwa ein an einen sich drehenden Schaft angebrachtes
Antriebsrad.
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Wie in 9 gezeigt
ist eine speziellere Ausführungsform
der vorstehenden Pumpe für
geschmolzenes Metall so, dass die Pumpe 14 für geschmolzenes
Metall aus wenigstens einem inneren Behälter 20, einem äußeren Behälter 21,
einem sich drehenden Schaft 17, einem Antriebsrad 18 und
einem den sich drehenden Schaft antreibenden Teil 24 gebildet
ist, wobei der Innenraum des inneren Behälters 20 einen Schlacke-Lagerungsabschnitt 15 und
der Raum zwischen der Innenwand des äußeren Behälters 21 und der Außenwand
des inneren Behälters
einen Schlacke-Durchlass 16 bildet. In diesem Fall bestehen
die Elemente, die bei der Verwendung. der Pumpe für geschmolzenes
Metalls 14 mit dem geschmolzenen Metall 13 in
Kontakt stehen, wie etwa der innere Behälter 20, der äußere Behälter 21,
der sich drehende Schaft 17 und das Antriebsrad 18,
aus dem vorstehenden SiC-C/C-Verbundmaterial. Andere Elemente wie
etwa der den sich drehenden Schaft antreibende Teil 24 können ebenfalls
aus diesem Material bestehen. Die Art des geschmolzenen Metalls,
in der die Pumpe für
geschmolzenes Metall der vorliegenden Erfindung verwendet wird,
ist nicht beschränkt,
und die Pumpe kann geeignet in geschmolzenen Metallen wie etwa Zink,
Aluminium, Eisen, Zinn und Kupfer verwendet werden, aber insbesondere
kann die Pumpe geeignet für
geschmolzenes Zink oder geschmolzenes Aluminium verwendet werden,
wenn die Temperatur des geschmolzenen Metalls berücksichtigt
wird.
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Der C/C-Verbund der vorliegenden
Erfindung ist ein Material, das zweidimensional oder dreidimensional
angeordnete Kohlenstofffasern umfasst, zwischen denen wie vorstehend
erwähnt
eine Kohlenstoff umfassende Matrix gebildet ist, und diese kann
von Kohlenstoff verschiedene Elemente wie etwa Bornitrid, Bor, Kupfer,
Bismuth, Titan, Chrom, Wolfram und Molybdän enthalten, solange 10 bis
70% Kohlenstofffasern enthalten sind.
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Im Falle der Verwendung des Verbundmaterials
mit einer ein SiC-Material umfassenden Matrixschicht auf der Oberfläche schmilzt
das SiC-Material, so dass ein Glas gebildet wird, und die Geschwindigkeit
des Schutzes des Skelettteils gegen Sauerstoff ist größer als
die Diffusionsgeschwindigkeit von Sauerstoff in den Skelettteil
hinein. Daher kann der Fall vermieden werden, bei dem der als Skelettteil
verwendete C/C-Verbund durch
den eindiffundierten Sauerstoff oxidiert wird, und der Skelettteil
kann vor Oxidation geschützt
werden. Demgemäß zeigt
das SiC-C/C-Verbundmaterial der vorliegenden Erfindung eine selbst
wiederherstellende Eigenschaft und kann für einen langen Zeitraum verwendet
werden. Selbst wenn die Matrix die vorstehend erwähnten dritten
Komponenten wie etwa Bornitrid, Kupfer und Bismuth enthält, wird
dieser Effekt ebenfalls erhalten.
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Da das SiC-Material einen größeren thermischen
Ausdehnungskoeffizienten als der C/C-Verbund hat, löst sich
darüber
hinaus, wenn das SiC-Material lediglich auf die Oberfläche des
Skelettteils aufgebracht ist, die das SiC-Material umfassende Schicht von dem
Skelettteil aufgrund des Unterschieds im thermischen Ausdehnungskoeffizienten
bei einer Verwendung über
eine lange Zeit unter oxidierender Bedingung bei hohen Temperaturen
leicht ab, während
bei der vorliegenden Erfindung das SiC-Material einstückig als
eine Matrixschicht des SiC-C/C-Verbundmaterials gebildet ist, wodurch
die Festigkeit der Fasern in der Laminierungsrichtung verstärkt wird
und das Ablösen
verhindert werden kann und somit das Material hervorragende Eigenschaften
als Gleitmaterialien und Bremselemente hat.
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Das SiC-C/C-Verbundmaterial der vorliegenden
Erfindung wird detaillierter mit Bezug auf die Zeichnungen erläutert.
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Die 1 ist
eine Schrägansicht,
die den Skelettteil des SiC-C/C-Verbundmaterials der vorliegenden Erfindung
schematisch erläutert,
die 2(a) ist eine Querschnittsansicht
des SiC-C/C-Verbundmaterials der vorliegenden Erfindung entlang
der Linie IIa–IIa
in 1 und die 2(b) ist eine Querschnittsansicht
des SiC-C/C-Verbundmaterials
der vorliegenden Erfindung entlang der Linie IIb–IIb in 1. Die 3 ist
eine teilweise Vergrößerung der 2(a).
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Der Skelettteil des SiC-C/C-Verbundmaterials
7 umfasst eine Garnanordnung 6. Die Garnanordnung 6 wird
durch vertikales Laminieren von Garnanordnungselementen 1A, 1B, 1C, 1D, 1E und 1F gebildet.
In jedem Garnanordnungselement sind Garne 3 zweidimensional
angeordnet, und die Längsrichtungen
der Garne sind nahezu parallel zueinander. Die Längsrichtungen der Garne in
den Garnanordnungselementen, die in vertikaler Richtung (obere und
untere Richtung) aneinander angrenzen, kreuzen einander im rechten
Winkel. Die Längsrichtungen
der Garne 2A in den Garnanordnungselementen 1A, 1C und 1E sind
parallel zueinander und kreuzen die Längsrichtungen der Garne 2B in
den Garnanordnungselementen 1B, 1D und 1F in
rechten Winkeln. Jedes Garn umfasst ein Faserbündel 3, das aus Kohlenstofffasern
und einer von den Kohlenstofffasern verschiedenen Kohlenstoffkomponente
besteht. Die Garnanordnung 6 in der Form eines dreidimensionalen Gitters
wird durch Laminieren der Garnanordnungselemente gebildet. Jedes
Garn wird im Schritt der Pressformung, der später erwähnt wird, abgeflacht und hat
eine nahezu elliptische Form.
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In jedem der Garnanordnungselemente 1A, 1C und 1E ist
die Matrix 8A zwischen die angrenzenden Garne eingefüllt, und
die Matrix 8A erstreckt sich entlang der Oberfläche des
Garns 2A parallel zu dem Garn 2A. In jedem der
Garnanordnungselemente 1B, 1D und 1F ist
die Matrix 8B zwischen die angrenzenden Garne eingefüllt, und
die Matrix 8B erstreckt sich entlang der Oberfläche des
Garns 2B parallel zu diesem.
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Wie in den 2(a), 2(b) und 3 gezeigt, umfassen die Matrizes 8A und 8B eine
Siliciumcarbidphase 4, die die Oberfläche der Garne bedeckt. Ein
Teil der Siliciumcarbidphase kann von der Oberfläche als kleine Vorsprünge 9 vorstehen
oder kann in die Kohlenstofffaserschicht innerhalb des Verbundmaterials
hineinragen. In diesen kleinen Vorsprüngen sind Poren (Hohlräume) 5 mit
einem Porendurchmesser von im Mittel etwa 100 μm gebildet. Da die meisten der
kleinen Vorsprünge 9 entlang
der Spuren der Matrix gebildet sind, die eine von den Kohlenstofffasern
des Ausgangsmaterial-C/C-Verbunds verschiedene Kohlenstoffkomponente
umfasst, kann die Dichte der kleinen Vorsprünge 9 pro Einheitsfläche eingestellt
werden, indem der Abstand zwischen den Garnen und/oder der Abstand
zwischen den Garnanordnungselementen geeignet ausgewählt wird.
Die Siliciumcarbidphase 4 kann zudem zwischen den angrenzenden
Garnen 2A und 2B gebildet sein.
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Jede der Matrizes 8A und 8B erstrecken
sich entlang der Oberfläche
des Garns in enger, bevorzugt linearer Weise, und die Matrix 8A und
die Matrix 8B kreuzen einander im rechten Winkel. Die Matrix 8A in
den Garnanordnungselementen 1A, 1C und 1E und
die Matrix 8B in den Garnanordnungselementen 1B, 1D und 1F,
die 1A, 1C und 1E in rechten Winkeln
kreuzen, setzen sich an der Grenze zwischen den Garnen 2A und 2B ineinander
fort. Im Ergebnis bilden die Matrizes 8A und 8B zusammen
ein dreidimensionales Gitter.
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Die 4 ist
eine teilweise Schnitt-Schrägansicht,
die schematisch einen Teil des wesentlichen Abschnitts des SiC-C/C-Verbundmaterials
als eine Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung zeigt. In dieser Ausführungsform sind die Matrizes 8A und 8B jeweils
in den Garnanordnungselementen zwischen den angrenzenden Garnen 2A und
zwischen den angrenzenden Garnen 2B gebildet. In den Matrizes 8A und 8B steht die
Siliciumcarbidphase 4 mit der Oberfläche der Garne 2A bzw. 2B in
Kontakt.
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Es ist bevorzugt, dass die Phase
aus dem SiC-Material solch ein Gefälle in der Zusammensetzung
hat, dass die Kohlenstoffkonzentration proportional zum Abstand
von der Oberfläche
des Garns abnimmt.
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Für
Bremselemente und Schleifelemente ist es bevorzugt, dass die Oberfläche des
SiC-C/C-Verbundmaterials die Siliciumcarbidphase ist und kleine
Vorsprünge 9,
die Siliciumcarbid umfassen, so ausgebildet sind, dass sie mit einer
relativ hohen Dichte vorstehen.
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Die Dicke der durch Imprägnieren
des Skelettteils mit einem SiC-Material gebildeten Matrixschicht
beträgt
bevorzugt wenigstens 0,01 mm, mehr bevorzugt wenigstens 0,05 mm
und weiter bevorzugt wenigstens 0,1 mm. Wenn die Dicke der Matrixschicht
weniger als 0,01 mm beträgt,
kann eine zum Beispiel für
Gleitmaterialien unter starken Oxidationsbedingungen erforderliche
Haltbarkeit nicht erhalten werden.
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Darüber hinaus nimmt die Konzentration
an Silicium, das in der Matrixschicht des SiC-C/C-Verbundmaterials
der vorliegenden Erfindung an Kohlenstoff gebunden ist, bevorzugt
nach innen von der Oberfläche in
Richtung des inneren Abschnitts ab.
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Durch Vorgeben eines Gefälles in
der Siliciumkonzentration in der Matrixschicht können die Korrosionsbeständigkeit,
die Festigkeit und die Ausheilwirkung für Defekte in dem Oberflächenschichtteil
und dem inneren Schichtteil in einer stark oxidativen Korrosionsumgebung
stark verbessert werden, und daneben kann die Verschlechterung des
Materials durch thermische Spannung aufgrund des Unterschieds im
thermischen Ausdehnungskoeffizienten verhindert werden. Der Grund
hierfür
ist, dass die Siliciumkonzentration in dem Oberflächenschichtteil
relativ zu dem inneren Schichtteil größer ist und daher erzeugte
Mikrorisse während
des Erhitzens ausgeheilt werden, so dass die Oxidationsbeständigkeit
aufrechterhalten wird.
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Darüber hinaus kann der in dem
SiC-C/C-Verbundmaterial der vorliegenden Erfindung verwendete C/C-Verbund
wenigstens eine Substanz ausgewählt
aus der Gruppe bestehend aus Bornitrid, Bor, Kupfer, Bismuth, Titan,
Chrom, Wolfram und Molybdän
enthalten.
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Da diese Substanzen, wenn sie in
dem einen C/C-Verbund umfassenden Skelettteil enthalten sind, eine
Schmierfähigkeit
haben, kann die Schmierfähigkeit
der Fasern in dem mit SiC-Material
imprägnierten Skelettteil
aufrechterhalten werden, und eine Verringerung der Zähigkeit
kann verhindert werden.
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Zum Beispiel beträgt der Bornitridgehalt basierend
auf 100 Gew.-% des einen C/C-Verbund umfassenden Skelettteils 0,1
bis 40 Gew.-%. Wenn der Gehalt weniger als 0,1 Gew.-% beträgt, kann
der Effekt, dass durch Bornitrid eine Schmierfähigkeit verliehen wird, nicht
ausreichend erhalten werden, und wenn er mehr als 40 Gew.-% beträgt, tritt
die Brüchigkeit
des Bornitrids ebenfalls bei dem SiC-C/C-Verbundmaterial auf.
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Die vorstehend erläuterten
SiC-C/C-Verbundmaterialien der vorliegenden Erfindung besitzen gemeinsam
die Schlagbeständigkeit,
die hohe Härte
und das geringe Gewicht des C/C-Verbunds und die Oxidationsbeständigkeit,
die Beständigkeit
gegenüber
Absplittern, die Eigenschmierung und die Abriebbeständigkeit
des SiC-Materials und haben zusätzlich
selbst wiederherstellende Eigenschaften. Daher können sie der Langzeitverwendung
unter oxidierenden Bedingungen bei hohen Temperaturen widerstehen
und können
geeignet als Gleitmaterialien und Bremselemente verwendet werden.
Zusätzlich
haben Elemente für
geschmolzenes Metall, insbesondere Pumpen für geschmolzenes Metall, die
aus dem Verbundmaterial bestehen und einen weiteren Aspekt der vorliegenden
Erfindung bilden, eine hervorragende thermische Schlagbeständigkeit
und Oxidationsbeständigkeit,
und daneben setzen sie keine Komponenten frei, die das geschmolzene
Metall verunreinigen, Daher kann von den Pumpen für geschmolzenes
Metall gesagt werden, dass sie bemerkenswert bessere Pumpen sind.
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Das SiC-C/C-Verbundmaterial der vorliegenden
Erfindung kann bevorzugt durch das folgende Verfahren hergestellt
werden, das einen Aspekt der vorliegenden Erfindung bildet.
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Das heisst, ein pulvriges Bindemittel,
das als Matrix fungiert und schließlich zu freiem Kohlenstoff
wird, wie etwa ein Pech oder ein Koks, und, falls notwendig, ein
phenolisches Harzpulver werden in ein Bündel aus Kohlenstofffasern
eingebracht, wodurch Kohlenstofffaserbündel hergestellt werden. Ein
einen Kunststoff wie etwa ein thermoplastisches Harz umfassender
flexibler Film wird, wie in JP-A-2-80639 offenbart, um die Kohlenstofffaserbündel herum
gebildet, um vorgeformte Garne zu erhalten, die flexible Zwischenmaterialien
sind. Die vorgeformten Garne werden zu einer lagenartigen kunststoffimprägnierten
Lage verarbeitet, und eine erwünschte
Anzahl der Lagen wird laminiert, gefolgt von Formen des Laminats
durch eine Heißpresse
unter den Bedingungen von 300 bis 2000°C und Normaldruck bis 500 kg/cm2, um einen geformten Körper zu erhalten. Falls notwendig
wird dieser geformte Körper
bei 700 bis 1200°C
carbonisiert und bei 1500 bis 3000°C graphitiert, um einen gebrannten
Körper
zu erhalten.
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Die Kohlenstofffasern können entweder
Pech-Kohlenstofffasern sein, die durch Herstellen eines Pechs zum
Verspinnen aus Petroleumpech oder einem Kohlenteerpech, Schmelzverspinnen
des Pechs, Unschmelzbarmachen der versponnenen Fasern und Carbonisieren
der Fasern erhalten werden, oder PAN-Kohlenstofffasern, die durch
Carbonisieren von Acrylnitril(co)polymerfasern erhalten werden.
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Als Kohlenstoffvorstufen, die für die Bildung
der Matrix notwendig sind, können
wärmehärtbare Harze wie
etwa phenolisches Harz und Epoxidharz, Teer, Pech, etc. verwendet
werden, und diese können
Koks, Metalle, Metallverbindungen, anorganische und organische Verbindungen,
etc. enthalten.
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Dann werden der wie vorstehend erwähnt hergestellte
geformte oder gebrannte Körper
und Siliciumcarbid in einem Ofen unter einem Innendruck von 0,1
bis 10 hPa für
eine Stunde oder mehr bei 1100 bis 1400°C gehalten. Die Haltezeit ist
in Abhängigkeit
von verschiedenen Faktoren variabel und kann so sein, dass sie ausreicht,
um aus der Brennatmosphäre
Gase wie etwa CO, die bei der Umwandlung anorganischer Polymere
oder anorganischer Materialien in Keramiken erzeugt werden, zu entfernen
und die Verunreinigung der Brennatmosphäre von außen mit O2 aus
der Luft ausreichend zu verhindern. Darüber hinaus ist es in diesem Fall
bevorzugt, auf der Oberfläche
des geformten oder des gebrannten Körpers eine SiC-Schicht zu bilden, indem
ein Inertgas in einer Menge von 0,1 NL (Normalliter: entspricht
bei 1200°C
und einem Druck von 0,1 hPa 5065 Litern) oder mehr pro 1 kg des
Gesamtgewichts des geformten oder des gebrannten Körpers und des
Siliciums übergeströmt wird.
Dann wird die Temperatur auf 1450 bis 2500°C, bevorzugt 1700 bis 1800°C erhöht, um das
Silicium zu schmelzen und die offenen Poren des geformten oder des gebrannten
Körpers
damit zu imprägnieren,
um zuerst das SiC-Material
zu bilden.
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Danach wird die Innentemperatur des
Ofens einmal auf die Umgebungstemperatur (20 bis 25°C) abgesenkt,
oder der Innendruck des Ofens wird um etwa 1 atm erhöht, während die
gegebene Innentemperatur beibehalten wird, und die Innentemperatur
wird auf 2000 bis 2800°C,
bevorzugt 2100 bis 2500°C
erhöht,
wodurch zurückbleibendes
metallisches Silicium und das bereits erzeugte Siliciumcarbid in
die Kohlenstofffasern und die von den Kohlenstofffasern verschiedene
Kohlenstoffkomponente (was die gleiche Bedeutung hat wie freier
Kohlenstoff, der teilweise graphitierten Kohlenstoff enthält) diffundieren
und mit diesen Kohlenstoffen umgesetzt werden. In diesem Fall ist
etwa 1 Stunde für
die Haltezeit ausreichend. In dem Fall, dass ein einen C/C-Verbund
umfassender geformter Körper
in diesem Verfahren verwendet wird, wird zudem ein Brennen des geformten
Körpers
durchgeführt,
um gleichzeitig ein SiC-C/C-Verbundmaterial
herzustellen.
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Es ist bevorzugt, dass der geformte
oder der gebrannte Körper
und Siliciumcarbid unter einem Innendruck von 0,1 bis 10 hPa für eine Stunde
oder mehr bei 1100 bis 1400°C
gehalten werden, und in diesem Fall ist es wünschenswert, das Inertgas so
einzuregeln, dass es an einer Menge von 0,1 NL oder mehr, bevorzugt 1
NL oder mehr, ferner bevorzugt 10 NL oder mehr pro 1 kg des Gesamtgewichts
des geformten oder des gebrannten Körpers und des Siliciums strömt.
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Auf diese Weise wird durch das Brennen
(und zwar die Stufe vor dem Schmelzen von und Imprägnieren
mit metallischem Silicium) in einer Inertgasatmosphäre das Gas
wie etwa CO, das bei der Umwandlung der anorganischen Polymere oder anorganischen
Materialien in Keramiken erzeugt wird, aus der Brennatmosphäre entfernt,
und die Verunreinigung der Brennatmosphäre von außen mit O2 aus
der Luft wird verhindert, und im Ergebnis kann die Porösität des Verbundmaterials,
das durch anschließendes
Schmelzen von und Imprägnieren
mit metallischem Silicium erhalten wird, auf einem niedrigeren Niveau
gehalten werden.
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Wenn das geschmolzene metallische
Silicium geschmolzen und der geformte oder der gebrannte Körper damit
imprägniert
wird, wird des Weiteren die Temperatur der Atmosphäre auf 1450
bis 2500°C,
bevorzugt 1700 bis 1800°C
erhöht.
In diesem Fall beträgt
der Innendruck des Brennofens bevorzugt 0,1 bis 10 hPa. Dann wird
die Reaktion des Siliciums einschließlich des metallischen Siliciums
mit Kohlenstoff abgeschlossen, und der Innendruck des Ofens wird
um etwa 1 atm und die Innentemperatur des Ofens auf 2000 bis 2800°C, bevorzugt
2100 bis 2500°C
erhöht,
um Siliciumcarbid in die Kohlenstofffasern und die von den Kohlenstofffasern verschiedene
Kohlenstoffkomponente einzudiffundieren. Mit dem Erhöhen der
Temperatur kann nach dem Abkühlen
auf Raumtemperatur oder sofort begonnen werden. Durch diese Hitzebehandlung
bei hoher Temperatur unter Normaldruck verschwindet das metallische
Silicium vollständig.
Selbst im Falle der Verwendung als eine Pumpe für geschmolzenes Metall löst sich
somit kein metallisches Silicium in das geschmolzene Metall. Darüber hinaus
diffundiert das durch die Hitzebehandlung unter reduziertem Druck
gebildete Siliciumcarbid in die Kohlenstofffasern und die von den
Kohlenstofffasern verschiedene Kohlenstoffkomponente, so dass ein SiC-Material
gebildet wird, und gleichzeitig werden Poren mit einem großen Porendurchmesser
in der Matrix gebildet, aus der das Silicium entfernt wurde.
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Auf diese Weise werden zwei Arten
von Poren gebildet, und zwar jene mit einem relativ kleinen Porendurchmesser,
die durch die Hitzebehandlung unter verringertem Druck erzeugt werden,
und jene mit einem relativ großen
Porendurchmesser, die durch Erhitzen bei hoher Temperatur und unter
Normaldruck erzeugt werden. Das heisst, es wird ein SiC-C/C-Verbundmaterial mit
einer Verteilung des Porendurchmessers mit zwei Peaks erhalten.
Aufgrund der Gegenwart der zwei Arten von Poren, die als Mikroporen
auf der Oberfläche erscheinen,
wenn das Material verarbeitet wird, um ein Element zu bilden, wird
die Rauhigkeit der Oberfläche groß, und der
kinetische Reibungskoeffizient ist größer als der des Ausgangsmaterial-C/C-Verbunds.
Wenn daher das Verbundmaterial für
Bremselemente verwendet wird, zeigt sich der höhere Bremseffekt zusätzlich zu
den Effekten der Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit und der mechanischen
Festigkeit, was durch die Bildung von SiC als der Matrix verursacht
wird.
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Da das Phänomen der Ausdehnung in der
Längsrichtung
des C/C-Verbunds
zum Zeitpunkt des Brennens bei der Reaktion zur Bildung des Siliciumcarbids
verhindert wird, kann die Präzision
der Größe des geformten
Körpers
in der Längsrichtung
verbessert werden. Daher kann ein großer, dünnwandiger geformter Gegenstand,
der unter Verwendung von Siliciumcarbidmaterialien nicht hergestellt
werden kann, unter Verwendung des SiC-C/C-Verbundmaterials der vorliegenden
Erfindung leicht hergestellt werden. Insbesondere da das SiC-C/C-Verbundmaterial
der vorliegenden Erfindung eine hohe Oxidationsbeständigkeit
und hervorragende physikalische Charakteristiken einschließlich Härte, Biegemodul,
Zugmodul, etc. hat, können
große, dünnwandige
Elemente, die eine hohe Temperaturbeständigkeit und Oxidationsbeständigkeit
benötigen
und die auf herkömmliche
Weise nicht hergestellt werden können,
relativ leicht hergestellt werden. Der Grad der Siliciumcarbidbildung
kann kontinuierlich durch Steuern der Menge an verwendetem metallischen
Silicium, der Heiztemperatur unter verringertem Druck und der Heiztemperatur
unter Normaldurck verändert
werden. Daher kann von dem Verfahren gesagt werden, dass es ein
hervorragendes Verfahren ist, in dem die Härte, die Gaspermeabilität, das Young-Modul,
die thermische Leitfähigkeit
und der thermische Ausdehnungskoeffizient in speziellen Bereichen
gemäß den in
den Anwendungsgebieten benötigten
Charakteristiken verändert
werden können.
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Wenn, wie vorstehend erwähnt, ein
flexibles Zwischenmaterial, das ein organisches Material umfasst, auf
der äußeren Oberfläche des
Kohlenstofffaserbündels
verwendet und durch das Imprägnieren
mit und durch das Schmelzen von Silicium verbunden wird, erfährt das
flexible Zwischenmaterial in dem geformten oder dem gebrannten Körper eine
thermische Zersetzung, was lange und enge offene Poren in den Räumen zwischen
den Garnen zurücklässt, und
Silicium dringt leicht durch die offenen Poren in den tiefen Abschnitt des
gebrannten oder des geformten Körpers
ein. Während
dieses Eindringens reagiert das Silicium mit dem Kohlenstoff der
Garne, so dass die Garne allmählich
von der Oberflächenseite
her carbonisiert werden, und im Ergebnis kann das in der vorliegenden
Erfindung verwendete SiC-C/C-Verbundmaterial hergestellt werden. In
Abhängigkeit
von der Verwendung kann das SiC-C/C-Verbundmaterial mit der vorstehenden
Konstruktion als eine so genannte SiC-C/C-Verbundmaterialschicht
nur in einem Teil des Oberflächenschichtabschnitts
des Skelettteils, der den C/C-Verbund umfasst, gebildet werden.
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Die Einstellung der Tiefe der Matrixschicht
wird durch Einstellen des Gehalts an offenen Poren und ihres Porendurchmessers
in dem geformten oder dem gebrannten Körper durchgeführt. Zum
Beispiel wird in dem Fall, bei dem die Dicke der SiC-Materialschicht
auf 0,01 bis 10 mm eingestellt wird, wenigstens der Gehalt an offenen
Poren in der Nähe
der Oberfläche
des geformten oder des gebrannten Körpers auf 5 bis 50% eingestellt,
und der durchschnittliche Porendurchmesser wird auf 1 μm oder größer eingestellt.
Der Gehalt an offenen Poren in dem geformten oder dem gebrannten
Körper
beträgt
bevorzugt 10 bis 50%, und der durchschnittliche Porendurchmesser
beträgt
bevorzugt 10 μm
oder mehr. Wenn der Gehalt an offenen Poren weniger als 5% beträgt, kann
das Bindemittel in dem geformten oder dem gebrannten Körper nicht
vollständig
entfernt werden, und wenn er mehr als 50% beträgt, wird der Skelettteil tief
mit dem SiC-Material imprägniert,
was eine Verschlechterung der Schlagbeständigkeit des Verbundmaterials
verursacht.
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Um die SiC-C/C-Verbundmaterialschicht
nur in der Oberfläche
des C/C-Verbunds zu bilden, ist es bevorzugt, einen geformten Körper zu
verwenden, der so eingestellt ist, dass der Gehalt an offenen Poren
wenigstens in der Nähe
der Oberfläche
während
des Brennens 0,1 bis 30% beträgt.
Das heisst, dies kann durch Einstellen der Dicke des Films aus dem
flexiblen Zwischenmaterial, das ein durch Hitze zersetzbares organisches
Material umfasst, auf den Kohlenstofffaserbündeln erzielt werden.
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Damit sich der Gehalt an offenen
Poren in dem geformten oder dem gebrannten Körper von der Oberfläche in Richtung
des inneren Abschnitts verringert, wird eine Vielzahl von vorgeformten
Lagen, die vorgeformte Garne umfassen, die sich in ihrem Bindemittelpech
unterscheiden, so angeordnet, dass das Bindemittelpech von der Innenseite
in Richtung der Oberflächenseite
zunimmt, gefolgt von Formen von diesen.
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Wenn die Siliciumkonzentration in
der SiC-C/C-Verbundmaterialschicht
mit einem Gefälle
versehen wird, wird darüber
hinaus das Verbundmaterial unter Verwendung eines gebrannten Körpers hergestellt,
der so eingestellt ist, dass der Gehalt an offenen Poren in der
Nähe der
Oberfläche
von der Oberfläche
in Richtung des Inneren abnimmt, oder unter Verwendung eines geformten
Körpers,
der so eingestellt ist, dass der Gehalt an offenen Poren wenigstens
in der Nähe
der Oberfläche
von der Oberfläche
in Richtung des Inneren während des
Brennens abnimmt. Das Einregeln der Porösität des SiC-C/C-Verbundmaterials auf 0,5 bis 5%
kann leicht durch Einstellen der Menge an metallischem Silicium
in Abhängigkeit
vom Gehalt an offenen Poren des geformten oder des gebrannten Körpers beim
Imprägnieren
des geformten oder des gebrannten Körpers mit metallischem Silicium
erzielt werden.
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Gleitmaterialien, Bremselemente,
Vorrichtungen für
geschmolzenes Metall, etc. können
aus dem neuartigen SiC-C/C-Verbundmaterial
durch Schneiden des Verbundmaterials auf eine geeignete Größe und durch Schleifen
der Oberfläche
mit einer Oberflächenschleifmaschine
hergestellt werden.
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Zur Herstellung eines großen Elements
mit einer speziellen Gestalt wird zuerst der C/C-Verbund in eine
gewünschte
Gestalt geformt, und mit oder ohne Brennen von diesem wird eine
Siliciumcarbid umfassende Matrix in Gegenwart von Siliciummetall
mittels des Verfahrens zur Herstellung des SiC-C/C-Verbundmaterials der
vorliegenden Erfindung gebildet. Das SiC-C/C-Verbundmaterial der
vorliegenden Erfindung kann geeignet für Gleitmaterialien und Bremselemente,
insbesondere für
Gleitmaterialien und Bremselemente von Massenverkehrsmitteln, und
ferner für
Vorrichtungen für
geschmolzenes Metall, die bei hohen Temperaturen verwendet werden,
verwendet werden.
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Beispiele
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Die vorliegende Erfindung wird detaillierter
durch die folgenden, nicht beschränkenden Beispiele erläutert.
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Die Dichte des SiC-C/C-Verbundmaterials
der vorliegenden Erfindung wurde durch das archimedische Verfahren
gemessen, die Härte
wurde gemäß JIS K7202
gemessen und andere Charakteristiken wurden durch die folgenden
Verfahren bewertet.
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(Messung des Gehalts an
offenen Poren)
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- Gehalt an offenen Poren (%) =[ (W3–W1)/(W3–W2)] × 100
(gemäß dem archimedischen
Verfahren).
- Trockengewicht (W1): Die Probe wurde
in einem Ofen bei 100°C
für eine
Stunde getrocknet und dann gewogen.
- Gewicht der Probe in Wasser (W2): Die
Probe wurde gekocht, um die offenen Poren vollständig mit Wasser zu füllen, und
in Wasser gewogen.
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Gewicht der wässrigen Probe (W3):
Die Probe, deren offene Poren vollständig mit Wasser gefüllt waren,
wurde in der Luft gewogen.
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(Messung der Biegefestigkeit)
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Ein Teststück mit einer Größe von 10
mm × 50
mm × 2
mm wurde einem Dreipunkt-Biegetest unterzogen, und die Biegefestigkeit
wurde durch die folgende Formel berechnet.
Biegefestigkeit
= 3/2FMAX L/b h2
(wobei
b die Breite des Teststücks,
FMAX die maximale Belastung, h die Höhe der Testprobe
und L den Abstand zwischen den Trägern bezeichnet).
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(Messung des Biegemoduls)
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Die Testprobe wurde einem Dreipunkt-Biegetest
unterzogen, wobei der Abstand zwischen den Trägern das 40-fache der Höhe h der
Testprobe betrug, und das Biegemodul wurde unter Verwendung des
anfänglichen
Gradienten P/σ des
linearen Teils der Belastungs-Auslenkungskurve durch die folgende
Formel berechnet.
Biegemodul = ¼ L3/b
h3 P/σ
(wobei
b die Breite des Teststücks,
h die Höhe
des Teststücks
und L den Abstand zwischen den Trägern bezeichnet).
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(Messung der Zugfestigkeit)
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Bei einem Teststück mit einer Größe von 9,5
mm × 100
mm × 6
mm, einer Dicke des Zentralteils von 6,25 mm, einer Länge des
Zentralteils von 28,5 mm und einem Biegeradius beider Enden von
38 mm wurde der Zentralteil einer Zugbelastung unterzogen, und die
maximale Belastung kurz vor dem Brechen wurde erhalten. Die Zugfestigkeit
wurde durch Teilen der maximalen Belastung durch die Querschnittsfläche des
Teststücks
erhalten.
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(Messung des Zugmoduls)
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Ein Teststück mit der gleichen Größe wie bei
dem Test auf Zugfestigkeit wurde gezogen, und das Zugmodul wurde
durch Teilen der Zugspannung durch die in dem Teststück erzeugte
Dehnung erhalten.
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(Messung der Kompressionsfestigkeit)
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Ein Teststück wird kompressionsbelastet,
und die Kompressionsfestigkeit wurde durch die folgende Formel berechnet.
Kompressionsfestigkeit
= P/A
(wobei P die Belastung bei einer maximalen Belastung
und A die minimale Querschnittsfläche des Teststücks bezeichnet).
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(Messung der interlaminaren
Scherfestigkeit)
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Das Teststück wurde einem Dreipunkt-Biegetest
unterzogen, wobei der Abstand zwischen den Trägern das 4-fache der Dicke
h des Teststücks
betrug, und die interlaminare Scherfestigkeit wurde durch die folgende
Formel berechnet.
Interlaminare Scherfestigkeit = 3P/4bh
(wobei
P die maximale Biegebelastung beim Bruch, b die Breite des Teststücks und
h die Höhe
des Teststücks bezeichnet).
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(Messung der Scherfestigkeit)
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Ein Teststück mit einer Größe von 10
mm × 25
mm × 6
mm wurde belastet, und die Belastung, bei der das Teststück brach, wurde
als die maximale Belastung genommen. Diese maximale Belastung wurde
durch die Fläche
des Teststücks
dividiert, um die Bruchlast zu berechnen.
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(Messung der IZOD-Schlagfestigkeit)
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Ein gekerbtes Teststück mit einer
Größe von 10
mm × 100
mm × 6
mm wurde auf eine Testhalterung gesetzt und ein Schlag wurde auf
die gekerbte Seite durch einen Hammer ausgeübt, um das Teststück zu brechen.
Die Schlagfestigkeit wurde durch Dividieren der Absorptionsenergie
durch die Querschnittsfläche
des gekerbten Abschnitts des Teststücks berechnet.
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(Messung des kinetischen
Reibungskoeffizienten)
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Ein Teststück wurde in eine Vorrichtung
eingesetzt und bei 100 U/min für
10 Minuten gedreht, und ein weiteres Material (eine Kugel von 10
mm aus SUJ) wurde mit einer Belastung Fp(N) von 2 kg auf das Teststück gepresst,
und die Reibungskraft Fs(N) zu diesem Zeitpunkt wurde gemessen.
Der kinetische Reibungskoeffizient wurde durch die folgende Formel
berechnet.
Reibungskoeffizient μ = Fs/Fp.
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(Messung der Temperatur,
bei der das Gewicht um 5% verringert wird)
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Die Gewichtsveränderung der Probe wurde gemessen,
indem ein ausreichender Luftstrom angelegt und die Temperatur mit
einer Rate von 10°C/min
erhöht
wurde, und die Temperatur, bei der das Gewicht der Probe um 5% verringert
wurde, wurde erhalten.
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Beispiel
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1. Herstellung eines SiC-C/C-Verbundmaterials
der vorliegenden Erfindung:
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Ein pulvriges Bindemittelpech, das
als eine Matrix für
Kohlenstofffaserbündel
fungiert und schließlich zu
freiem Kohlenstoff für
die Kohlenstofffaserbündel
wird, wurde in Kohlenstofffasern eingeschlossen, die in einer Richtung
angeordnet waren, und des Weiteren waren ein phenolisches Harzpulver
und anderes darin enthalten, um Kohlenstofffaserbündel herzustellen.
Ein einen Kunststoff wie etwa ein thermoplastisches Harz umfassender
flexibler Film wurde um die resultierenden Kohlenstofffaserbündel herum
gebildet, um vorgeformte Garne zu erhalten, die flexible Zwischenmaterialien
waren. Die resultierenden vorgeformten Garne wurden durch das in
JP-A-2-80639 offenbarte Verfahren zu einer Lage geformt, und eine
notwendige Anzahl der Lagen wurde laminiert, so dass die Richtungen
der Kohlenstofffasern in angrenzenden Lagen einander in rechten
Winkeln kreuzten. Das Harz des Laminats wurde durch eine Heißpresse
bei 180°C
und unter 10 kg/cm2 gehärtet. Dann wurde das Laminat
bei 2000°C
in Stickstoff gebrannt, um einen C/C-Verbund mit einer Dicke von
10 mm zu erhalten. Der resultierende C/C-Verbund hatte eine Dichte
von 1,0 g/cm3 und einen Gehalt an offenen
Poren von 50%.
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Dann wurde der resultierende C/C-Verbund
in einen Kohlenstofftiegel gegeben, der mit metallischem Siliciumpulver
mit einer Reinheit von 99,8% und einer durchschnittlichen Teilchengröße von 1
mm in einer Menge befüllt
war, die ausreicht, um eine Porösität von 5%
zu ergeben. Dann wurde der Kohlenstofftiegel in einen Brennofen überführt. Der
C/C-Verbund wurde unter den Bedingungen einer Temperatur in dem
Brennofen von 1300°C,
einer Strömungsrate
des Argongases als einem Inertgas von 20 NL/min, einem Druck in
dem Ofen von 1 hPa und einer Haltezeit von 4 Stunden behandelt.
Danach wurde die Temperatur in dem Ofen unter Beibehaltung des gegebenen
Drucks in dem Ofen auf 1600°C
erhöht,
wodurch der C/C-Verbund mit metallischem Silicium imprägniert wurde,
um ein SiC-C/C-Verbundmaterial mit einer Porösität von 5% zu erhalten.
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Die Dichte, die Porösität, die interlaminare
Scherfestigkeit, die Kompressionsfestigkeit, das Biegemodul, etc.
des resultierenden SiC-C/C-Verbundmaterials wurden gemessen, und
die Ergebnisse sind in Tabelle 1 im Vergleich mit jenen des als
ein Skelettteil verwendeten C/C-Verbunds gezeigt. Wie aus den in
Tabelle 1 gezeigten Ergebnissen ersichtlich, wird verglichen mit
dem C/C-Verbund, der ein Vergleichsbeispiel ist, ein beträchtlicher
Anstieg der Härte
und eine Verbesserung des Biegemoduls, der Zugfestigkeit, der Kompressionsfestigkeit,
der Scherfestigkeit, etc. bemerkt, und andererseits wird eine Verminderung
der Biegefestigkeit, der IZOD-Schlagfestigkeit, etc. aufgrund der
Brüchigkeit,
die dem SiC innewohnt, festgestellt, aber die Verschlechterungen
dieser Eigenschaften liegen innerhalb des Toleranzbereiches, wenn
die bemerkenswerte Verbesserung der Oxidationsbeständigkeit
berücksichtigt
wird.
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Darüber hinaus ist 6 eine photographische Aufnahme eines
Sekundär-Elektronen-Bildes,
das den Oberflächenzustand
des Teststücks
zeigt. 7 ist eine photographische
Aufnahme eines durch reflektierte Elektronen erzeugten Bildes, das
die Schnittstruktur des Teststücks
zeigt. Die 8 ist eine
vergrößertes photographische
Aufnahme der 7. Es ist
aus den 6 bis 8 ersichtlich, dass ein Teil
des hergestellten SiC von der Oberfläche als kleine Vorsprünge 9 vorstand.
Es kann zudem gesehen werden, dass dieser Vorsprung entlang der
Matrix des C/C-Verbunds gebildet war. Es kann zudem gesehen werden,
dass Hohlräume,
und zwar Poren, in den Vorsprüngen
gebildet waren. Es ist eine Charakteristik, dass die Poren 2 Arten
von Poren einschließen,
und zwar große
Poren und kleine Poren. Die großen
Poren hatten einen mittleren Porendurchmesser von etwa 100 μm und ihre
Bildung kann in der vergrößerten photographischen
Aufnahme, die in 8 gezeigt
ist, klar erkannt werden. Die kleinen Poren hatten einen kleinen
Mittelwert von etwa 0,5 μm,
und ihre Gegenwart kann in 8 nicht
direkt erkannt werden.
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Als allerdings das Verbundmaterial
zu einem Bremselement verarbeitet wurde, nahm die Oberflächenrauhigkeit
zu, da die auf der Oberfläche
erscheinenden feinen Poren zwei Arten von Poren umfassten, die sich im
Durchmesser unterschieden. Das heisst, die Oberflächenrauhigeit
war größer als
die des C/C-Verbunds und
der kinetische Reibungskoeffizient nahm zu, und im Ergebnis wurde
der Bremseffekt verbessert. Der Gehalt an metallischem Silicium
betrug 40%.
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Ein Teststück wurde aus dem Oberflächenschichtteil
des C/C-Verbunds,
in dem das SiC-Material und der C/C-Verbund in dem vorstehenden
SiC-C/C-Verbundmaterial ausreichend integriert waren, herausgeschnitten,
und das Teststück
wurde durch eine Oberflächenschleifmaschine
in ein Stück
von 60 mm Länge,
60 mm Breite und 5 mm Dicke geschnitten und dann durch einen Schleifstein
Nr. 800 einem Oberflächenschleifen unterzogen,
um ein Gleitmaterial herzustellen. Die Oberflächenrauhigkeit der geschliffenen
Oberfläche
des resultierenden Gleitmaterials betrug Ra = 1 μm, und ihre Flachheit betrug
gänzlich
2 μm. Dieses
wurde als ein Gleitmaterial einem Leistungstest unterzogen, wobei
festgestellt wurde, dass dieses verglichen mit einem aus dem C/C-Verbund
hergestellten insbesondere eine hervorragende Oxidationsbeständigkeit
bei hohen Temperaturen hatte.
-
-
Es ist aus Tabelle 1 ersichtlich,
dass das Verbundmaterial der vorliegenden Erfindung, das aus einem einen
C/C-Verbund umfassenden Skelettteil und einer ein SiC-Material umfassenden,
um den Skelettteil herum gebildeten Matrix besteht, verglichen mit
dem als ein Skelettteil verwendeten C/C-Verbund einen größeren kinetischen
Reibungskoeffizienten hatte.
-
Darüber hinaus war das Verbundmaterial
der vorliegenden Erfindung gegenüber
dem C/C-Verbund hinsichtlich Biegemodul, Zugfestigkeit, Zugmodul,
Kompressionsfestigkeit und Scherfestigkeit besser und hatte nahezu
die gleiche interlaminare Scherfestigkeit wie der C/C-Verbund. Obwohl
es gegenüber
dem C/C-Verbund hinsichtlich Biegefestigkeit, Zugfestigkeit und
IZOD-Schlagfestigkeit schlechter war, ist dies bei den Verwendungen
praktisch akzeptabel, die eine hohe Oxidationsbeständigkeit
benötigen,
wie etwa bei Gleitmaterialien, Bremselementen und in geschmolzenem
Metall verwendeten Elementen.
-
2. Pumpe für geschmolzenes
Metall:
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Das Entfernen von Schlacke aus geschmolzenem
Aluminium wurde unter Verwendung einer Pumpe für geschmolzenes Metall aus
dem vorstehenden SiC-C/C-Verbundmaterial durchgeführt, und
das Auftreten von Rissen in den Elementen, die die Pumpe für geschmolzenes
Metall bilden, deren Oxidation und das Herauslösen von Silicium in die Schmelze
wurden untersucht.
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Wie in 9 gezeigt
wurde geschmolzenes Aluminium 13 für das Platieren von Stahllagen
verwendet, das eine Temperatur von 750°C hatte. Darüber hinaus bestand die Pumpe 14 für geschmolzenes
Metall, wie in 9 gezeigt,
aus einem inneren Behälter 20,
einem äußeren Behälter 21,
einem sich drehenden Schaft 17, einem Antriebsrad 18 und
einem den sich drehenden Schaft antreibenden Teil 24, und
der Innenraum des inneren Behälters 20 bildete
einen Schlacke-Lagerungsabschnitt 15,
und der Raum zwischen der Innenwand des äußeren Behälters 21 und der Außenwand
des inneren Behälters 20 bildete
einen Schlacke-Durchlass 16. Von diesen Elementen bestanden
der innere Behälter 20,
der äußere Behälter 21,
der sich drehende Schaft 17 und das Antriebsrad 18 aus
dem vorstehenden Material.
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Die Pumpe 14 für geschmolzenes
Metall wurde in das geschmolzene Aluminium 13 eingetaucht,
und das Entfernen von Schlacke wurde für 100 Stunden unter Drehung
des Antriebsrads 18 durchgeführt, und danach wurden das
Auftreten von Rissen in den Elementen, die die Pumpe für geschmolzenes
Metall bilden, deren Oxidation und das Herauslösen von Silicium in die Schmelze
untersucht.
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Das Auftreten von Rissen auf den
Elementen innerer Behälter, äußerer Behälter, sich
drehender Schaft und Antriebsrad wurde visuell untersucht. Als Indikator
für den
Oxidationsgrad wurde die Gewichtsverringerung dieser Elemente gemessen.
Die Oxidationsbeständigkeit
wurde mit den folgenden Kriterien bewertet. Wenn die Gewichtsverringerung
weniger als 5% betrug, wurde dieses durch O angegeben, wenn sie
5% oder mehr und weniger als 10% betrug, wurde dieses durch Δ angegeben,
und wenn sie 10% oder mehr betrug, wurde dieses durch X angegeben.
Das Herauslösen
von Silicium in die Schmelze wurde durch Untersuchen der Veränderung
in der Zusammensetzung des Teststücks beurteilt. Die Ergebnisse
wurden wie folgt angegeben. Wenn die Gegenwart von Silicium in Aluminium
durch Röntgenstrahlung
bestätigt
wurde, wurde dieses durch "Ja" angegeben, und wenn
keine Gegenwart von Silicium bemerkt wurde, wurde dieses durch "Nein" angegeben. Im Ergebnis
traten keine Risse auf, es gab natürlicher Weise keine Probleme
der Oxidationsbeständigkeit
und ein Herauslösen
von Silicium in die Schmelze trat nicht auf.
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Andererseits wurde eine Pumpe für geschmolzenes
Metall, in der der innere Behälter,
der äußere Behälter, der
sich drehende Schaft und das Antriebsrad aus SIALON bestanden, auf die
gleiche Weise wie vorstehend hergestellt, das Entfernen von Schlacke
im geschmolzenen Aluminium wurde unter Verwendung der Pumpe für geschmolzenes
Metall durchgeführt,
und es wurde eine Untersuchung hinsichtlich des Auftretens von Rissen
in den Elementen, die die Pumpe bilden, ihrer Oxidation und des
Herauslösens
von Silicium in die Schmelze durchgeführt. Es gab keine Probleme
hinsichtlich der Oxidationsbeständigkeit
und des Herauslösens
von Silicium, aber nach einer Verwendung für 100 Stunden konnte das Auftreten
von Rissen klar erkannt werden.
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Im Falle der aus SIALON bestehenden
Pumpe für
geschmolzenes Metall war der Grad der Oxidation niedrig, aber in
der Nähe
der Oberfläche
des geschmolzenen Aluminiums wurde bei dem äußeren Behälter ein Auftreten von Rissen
beobachtet. Andererseits traten im Falle der Pumpe für geschmolzenes
Metall der vorliegenden Erfindung überhaupt keine Risse in den
Elementen innerer Behälter, äußerer Behälter, sich
drehender Schaft und Antriebsrad auf, und daneben war der Grad der
Oxidation niedrig. Selbstverständlich
wurde kein Herauslösen
von Silicium in das geschmolzene Metall beobachtet.
-
Als die neuartigen SiC-C/C-Verbundmaterialien
der vorliegenden Erfindung als Gleitmaterialien verwendet wurden,
hatten sie einen kinetischen Reibungskoeffizienten in einem geeigneten
Bereich von 0,05 bis 0,5, und es ist eine Matrix aus einem SiC-Material
mit Oxidationsbeständigkeit,
Beständigkeit
gegenüber
langsamer Verformung und Beständigkeit
gegenüber
Absplitterung gebildet, und daher kann die niedrige Oxidationsbeständigkeit
des C/C-Verbunds überwunden
werden, und daher können
selbst in Gegenwart von Sauerstoff die Gleitmaterialien bei hohen
Temperaturen, bei denen Öl
nicht als Schmiermittel verwendet werden kann, verwendet werden.
Darüber
hinaus haben, wie in 5,
gezeigt die Verbundmaterialien eine hohe Temperatur von 750°C, bei der
das Gewicht um 5% verringert wird, wobei die Temperatur ein Indikator
für die
Oxidationscharakteristiken ist, und haben gute Charakteristiken
der Hochtemperaturbeständigkeit.
Daher sind die Verbundmaterialien als Gleitmaterialien nützlich,
die unter der Bedingung verwendet werden, dass sie einer hohen Temperatur
ausgesetzt sind. Da ein C/C-Verbund als ein Skelettteil verwendet
wird, haben die Verbundmaterialien darüber hinaus ein geringes Gewicht
und einen kleinen kinetischen Reibungskoeffizienten, und haben somit
einen geringen Energieverlust und erfüllen die Nachfrage nach Energieeinsparung.
Da das Skelettteil ein C/C-Verbund ist, haben die Verbundmaterialien
darüber
hinaus eine hohe Zähigkeit,
Härte und
Schlagbeständigkeit.
Demgemäß kann der
Nachteil einer niedrigen Schlagbeständigkeit der mit SiC-Fasern verstärkten SiC-Verbundmaterialien überwunden
werden, und die Verbundmaterialien können zudem als ein Gleitmaterial
verwendet werden, das eine komplizierte Gestalt oder dünnwandige
Abschnitte hat.
-
Da sie in Gegenwart von Sauerstoff
unter der Bedingung hoher Temperaturen eine überaus hervorragende Abriebbeständigkeit
haben und eine Schicht, die ein SiC-Material mit Oxidationsbeständigkeit,
Beständigkeit
gegenüber
langsamer Verformung und Beständigkeit
gegenüber
Absplitterung umfasst, auf der Oberfläche bereitgestellt ist, kann
die geringe Oxidationsbeständigkeit
des C/C-Verbunds überwunden
werden, wenn die neuartigen SiC-C/C-Verbundmaterialien der vorliegenden
Erfindung als Bremselemente verwendet werden, und die Gleitmaterialien
können
bei hohen Temperaturen und in Gegenwart von Sauerstoff verwendet werden.
Darüber
hinaus haben die Gleitmaterialien zusammen eine hervorragende Abriebbeständigkeit.
Insbesondere da der Schwankungsbereich des kinetischen Reibungskoeffizienten
selbst unter schlechten Umgebungsbedingungen klein ist, sind die
Verbundmaterialien klar ersichtlich vielversprechende Materialien
für Bremselemente
in Bremsvorrichtungen wie etwa denen eines Flugzeugs, die selbst
unter schlechten Bedingungen eine hohe Verlässlichkeit erfordern. Insbesondere
haben die Verbundmaterialien zwei Arten von Poren, die sich im Porendurchmesser
unterscheiden, und die Oberflächenrauhigkeit
nimmt zu und ist größer als die
des C/C-Verbunds. Somit haben sie überaus hervorragende Eigenschaften
als Bremselemente für
Massenverkehrsmittel. Da der Skelettteil den C/C-Verbund umfasst,
ist darüber
hinaus das Gewicht gering, der Energieverlust klein und die Nachfrage
nach Energieeinsparung wird erfüllt.
-
Da der Skelettteil den C/C-Verbund
umfasst, haben die Verbundmaterialien des Weiteren eine hohe Zähigkeit,
Härte und
Schlagbeständigkeit.
Daher zeigen sie den Effekt, dass der Reibungskoeffizient für Massenverkehrsmittel,
die bei hohen Temperaturen und in Gegenwart von Sauerstoff verwendet
werden, zunimmt. Wie in 5 gezeigt,
haben die Verbundmaterialien darüber
hinaus eine hohe Temperatur von 750°, bei der das Gewicht um 5%
verringert wird, wobei die Temperatur ein Indikator für die Oxidationscharakteristiken
ist, und haben gute Charakteristiken der Hochtemperaturbeständigkeit.
Daher sind die Verbundmaterialien als Elemente für geschmolzenes Metall unter
der Bedingung nützlich,
dass sie bei der Verwendung einer hohen Temperatur ausgesetzt sind.
Da in der Pumpe für
geschmolzenes Metall der vorliegenden Erfindung, von der wenigstens
die Teile, die mit geschmolzenem Metall in Kontakt stehen, aus den
SiC-C/C-Verbundmaterialien mit hervorragender thermischer Schlagbeständigkeit
und Oxidationsbeständigkeit bestehen,
reißen
sie zum Beispiel nicht oder werden nicht oxidiert, selbst wenn sie
in einem geschmolzenen Metall mit hoher Temperatur für eine lange
Zeit verwendet werden, und die Lebensdauer der Pumpe für geschmolzenes
Metall kann verlängert
werden. Im Ergebnis können
die Herstellungskosten für
platierte Gegenstände
verringert werden. Da sich Silicium kaum in das geschmolzene Metall
löst, kann
darüber
hinaus eine Verringerung der Platierungsreinheit der platierten
Gegenstände,
die durch gelöstes
Silicium verursacht wird, verhindert werden.
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Es werden SiC-C/C-Verbundmaterialien
bereitgestellt, die solche Charakteristiken wie etwa einen geeigneten
kinetischen Reibungskoeffizienten, eine Korrosionsbeständigkeit
in stark oxidierender und korrosiver Umgebung, eine Beständigkeit
gegenüber
langsamer Verformung und eine Beständigkeit gegenüber Absplitterung
und eine hohe Härte
haben und kaum oxidiert oder abgerieben werden, selbst wenn sie
hohen Temperaturen ausgesetzt werden, wobei die hervorragende Schlagbeständigkeit
und das geringe Gewicht von C/C-Verbünden beibehalten werden. Darüber hinaus
werden Pumpen für
geschmolzenes Metall bereitgestellt, aus der sich keine Komponenten
in das geschmolzene Metall lösen,
selbst wenn sie in geschmolzenem Metall verwendet werden, und die
eine ausreichende thermische Schlagbeständigkeit und Oxidationsbeständigkeit haben.
-
Die SiC-C/C-Verbundmaterialien können durch
ein Verfahren hergestellt werden, das einen Schritt des Erhitzens
eines C/C-Verbunds und von metallischem Silicium bei hohen Temperaturen
unter verringertem Druck bei einem Inertgasstrom, um Siliciumcarbid
zu erzeugen und gleichzeitig metallisches Silicium in die verbleibenden
Poren zu füllen,
und einen Schritt des Erhöhens
des Innendrucks des Ofens um etwa 1 atm mit oder ohne Kühlen des
Ofens und des Weiteren des Erhöhens
der Innentemperatur des Ofen, um das hergestellte Siliciumcarbid
oder das zum Befüllen
der Poren verwendete metallische Silicium in den C/C-Verbund der
Matrix, der Kohlenstofffasern und eine von den Kohlenstofffasern
verschiedene Komponente umfasst, einzudiffundieren, um dieses mit
Kohlenstoffen umzusetzen, umfasst, wobei wenigstens die Abschnitte
der Pumpen für
geschmolzenes Metall, die mit geschmolzenem Metall in Kontakt stehen,
aus den SiC-C/C-Verbundmaterialien bestehen.