JPH0788500B2 - 摩擦材料 - Google Patents
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- JPH0788500B2 JPH0788500B2 JP61137902A JP13790286A JPH0788500B2 JP H0788500 B2 JPH0788500 B2 JP H0788500B2 JP 61137902 A JP61137902 A JP 61137902A JP 13790286 A JP13790286 A JP 13790286A JP H0788500 B2 JPH0788500 B2 JP H0788500B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B41/00—After-treatment of mortars, concrete, artificial stone or ceramics; Treatment of natural stone
- C04B41/45—Coating or impregnating, e.g. injection in masonry, partial coating of green or fired ceramics, organic coating compositions for adhering together two concrete elements
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- F16D69/023—Composite materials containing carbon and carbon fibres or fibres made of carbonizable material
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は摩擦材料、さらに詳しくは金属を溶浸した炭素
繊維／炭素コンポジット摩擦材に関し、摩擦特性、耐摩
耗性および機械的強度を向上せしめてかつ中ないし高摩
擦係数のブレーキ材を提供するものである。
繊維／炭素コンポジット摩擦材に関し、摩擦特性、耐摩
耗性および機械的強度を向上せしめてかつ中ないし高摩
擦係数のブレーキ材を提供するものである。
炭素繊維／炭素材料（以下C/Cコンポジットと略す）
は、炭素繊維（ポリアクリロニトリル系，ピッチ系等）
を補強材とし、ピッチ，フェノール樹脂，フラン樹脂等
をバインダーとして熱成形したものを、焼成によって炭
素化または黒鉛化して得られる工業用素材である。該C/
Cコンポジットは、これを摩擦材料として使用する場
合、耐熱性には優れているものの、C/Cコンポジット同
志の摩擦組合せではニーズによって多様化する摩擦性能
を満足させるに限度があり、また摩擦相手材として使用
する場合は機械的強度が十分でないという欠点があっ
た。
は、炭素繊維（ポリアクリロニトリル系，ピッチ系等）
を補強材とし、ピッチ，フェノール樹脂，フラン樹脂等
をバインダーとして熱成形したものを、焼成によって炭
素化または黒鉛化して得られる工業用素材である。該C/
Cコンポジットは、これを摩擦材料として使用する場
合、耐熱性には優れているものの、C/Cコンポジット同
志の摩擦組合せではニーズによって多様化する摩擦性能
を満足させるに限度があり、また摩擦相手材として使用
する場合は機械的強度が十分でないという欠点があっ
た。
本発明はC/Cコンポジットのもつこのような欠点を解消
するためになされたもので、C/Cコンポジットの気孔に
少量の金属を溶浸することによって摩擦性能を大幅に向
上させ、所期の目的を達成したものである。
するためになされたもので、C/Cコンポジットの気孔に
少量の金属を溶浸することによって摩擦性能を大幅に向
上させ、所期の目的を達成したものである。
C/Cコンポジットに金属を含有せしめた含金属複合材料
は公知である。たとえば特公昭53−27205においては、
気孔率が10〜50vol％（炭素繊維含有率40〜60vol％）の
C/Cコンポジットに融点が200〜1100℃の非鉄金属または
その２種以上からなる合金を10〜50vol％含有せしめて
強度および潤滑性能に優れた摺動材を得ており、また特
開昭60−162748においても、C/Cコンポジットの炭素マ
トリックス中の連通孔を金属で埋めた複合材料得が提案
されている。後者においては気孔率および金属含有率に
ついての明記はないが（実施例中に炭素繊維約70vol％
とのみ記載）、常温強度が高く、耐熱性に優れているた
め、航空，宇宙用途ならびに自動車や航空機のブレーキ
シューその他の構成材料としての使用が示唆されてい
る。
は公知である。たとえば特公昭53−27205においては、
気孔率が10〜50vol％（炭素繊維含有率40〜60vol％）の
C/Cコンポジットに融点が200〜1100℃の非鉄金属または
その２種以上からなる合金を10〜50vol％含有せしめて
強度および潤滑性能に優れた摺動材を得ており、また特
開昭60−162748においても、C/Cコンポジットの炭素マ
トリックス中の連通孔を金属で埋めた複合材料得が提案
されている。後者においては気孔率および金属含有率に
ついての明記はないが（実施例中に炭素繊維約70vol％
とのみ記載）、常温強度が高く、耐熱性に優れているた
め、航空，宇宙用途ならびに自動車や航空機のブレーキ
シューその他の構成材料としての使用が示唆されてい
る。
上記２件の発明はその目的および用途において本発明と
は全く異なり、とくに特公昭53−27205は本発明で意図
する摩擦材とは正反対の摺動材に関するものである。
は全く異なり、とくに特公昭53−27205は本発明で意図
する摩擦材とは正反対の摺動材に関するものである。
本発明者は金属を溶浸した上記C/Cコンポジットの摩擦
性能に関し種々検討の結果、摩擦に対しては特公昭53−
27205の記述する溶浸金属量よりも低い一定の溶浸範囲
において著しい性能改善が得られることを見出したので
ある。
性能に関し種々検討の結果、摩擦に対しては特公昭53−
27205の記述する溶浸金属量よりも低い一定の溶浸範囲
において著しい性能改善が得られることを見出したので
ある。
すなわち本発明の摩擦材料においては、炭素繊維で補強
した炭素材料からなるコンポジットの気孔率を５〜15vo
l％に調整し、該気孔中に融点125〜1100℃の金属または
合金を３〜10vol％溶浸することを特徴とし、この処理
によって摩擦材料の摩擦係数μは0.3以上、総摩耗量Ａ
は0.20mm以下となり、かつ強度が上昇するとともに、摩
擦温度，速度ならびに圧力の変化による摩擦係数の変動
が小さいという著しい効果が得られる。
した炭素材料からなるコンポジットの気孔率を５〜15vo
l％に調整し、該気孔中に融点125〜1100℃の金属または
合金を３〜10vol％溶浸することを特徴とし、この処理
によって摩擦材料の摩擦係数μは0.3以上、総摩耗量Ａ
は0.20mm以下となり、かつ強度が上昇するとともに、摩
擦温度，速度ならびに圧力の変化による摩擦係数の変動
が小さいという著しい効果が得られる。
本発明において摩擦材料の基材となるC/Cコンポジット
は公知の方法によって製造することができる。すなわち
炭素繊維の集合体に樹脂バインダーを含浸し熱成形した
ものを非酸化性雰囲気で約800℃に加熱焼成して炭素化
する。ただし本発明においてはC/Cコンポジットの気孔
率を５〜15vol％に調整することが必要である関係上、
上記炭素繊維集合体を密にし、かつ樹脂含浸と焼成、熱
処理を繰返して所定の気孔率が得られるようにする。最
終段階の焼成では温度を2000℃以上に上げて、黒鉛化し
てもよい。
は公知の方法によって製造することができる。すなわち
炭素繊維の集合体に樹脂バインダーを含浸し熱成形した
ものを非酸化性雰囲気で約800℃に加熱焼成して炭素化
する。ただし本発明においてはC/Cコンポジットの気孔
率を５〜15vol％に調整することが必要である関係上、
上記炭素繊維集合体を密にし、かつ樹脂含浸と焼成、熱
処理を繰返して所定の気孔率が得られるようにする。最
終段階の焼成では温度を2000℃以上に上げて、黒鉛化し
てもよい。
かくして得られるC/Cコンポジットの気孔部に金属溶湯
を圧入する。加圧下において金属は気孔中に溶浸する
が、これは連続気孔のみにとどまり、独立気孔（独立し
たクローズド気孔）には入らない。加えて炭素に対する
金属溶湯の濡れ性が悪いため、実験の範囲内では溶浸金
属量は全気孔容積に対し約70％が上限であった。
を圧入する。加圧下において金属は気孔中に溶浸する
が、これは連続気孔のみにとどまり、独立気孔（独立し
たクローズド気孔）には入らない。加えて炭素に対する
金属溶湯の濡れ性が悪いため、実験の範囲内では溶浸金
属量は全気孔容積に対し約70％が上限であった。
本発明においては作業上および製品の特性の面から融点
125〜1100℃の金属または合金を溶浸に使用する。かか
る金属または合金としては、Cu,Zn,Sn,Pb,Sb,Bi,Cu−S
n,Cu−Zn,などを例示することができる。溶浸金属は摩
擦中の高温時にマトリックスとしての炭素や補強繊維と
しての炭素繊維と反応しないことが本発明では必須の条
件であり、とくに金属間化合物などの硬いぜい弱物質を
生ずると摩擦特性が不安定化し、軟らかい部分が選択的
に摩耗するようになるので好ましくない。この意味でAl
およびその合金は本発明の目的には不適当であり、また
FeやFe合金も融点以外にこのような問題があるため除外
される。
125〜1100℃の金属または合金を溶浸に使用する。かか
る金属または合金としては、Cu,Zn,Sn,Pb,Sb,Bi,Cu−S
n,Cu−Zn,などを例示することができる。溶浸金属は摩
擦中の高温時にマトリックスとしての炭素や補強繊維と
しての炭素繊維と反応しないことが本発明では必須の条
件であり、とくに金属間化合物などの硬いぜい弱物質を
生ずると摩擦特性が不安定化し、軟らかい部分が選択的
に摩耗するようになるので好ましくない。この意味でAl
およびその合金は本発明の目的には不適当であり、また
FeやFe合金も融点以外にこのような問題があるため除外
される。
本発明における金属または合金の溶浸量は３〜10vol
％、望ましくは４〜8vol％である。溶浸金属量が10vol
％以上であると耐摩耗性は良好となるが、摩擦係数μが
0.3以下に低下し、また金属量が3vol％以下であると逆
にμは増大するが、同時に総摩耗量Ａが増加し、さらに
摩擦材としての強度が低下する。第１表はCu−14Snを５
〜9vol％溶浸した場合のC/Cコンポジットの物性を未溶
浸のそれと比較して示したもので、曲げ強度値および衝
撃値の著しい向上が認められる。
％、望ましくは４〜8vol％である。溶浸金属量が10vol
％以上であると耐摩耗性は良好となるが、摩擦係数μが
0.3以下に低下し、また金属量が3vol％以下であると逆
にμは増大するが、同時に総摩耗量Ａが増加し、さらに
摩擦材としての強度が低下する。第１表はCu−14Snを５
〜9vol％溶浸した場合のC/Cコンポジットの物性を未溶
浸のそれと比較して示したもので、曲げ強度値および衝
撃値の著しい向上が認められる。
本発明により金属を溶浸したC/Cコンポジットの摩擦性
能が著しく改善される理由についてはつぎのように考え
られる。すなわち溶浸した金属の一部が摩擦時に発生す
る摩擦熱によって溶解し、摩擦材の表面を被覆する。こ
の溶融した金属皮膜のせん断強度（粘性抵抗）が摩擦係
数μの増加と総摩耗量Ａの低減に寄与するものと思われ
る。金属溶融膜の厚さとμおよびＡの関係を定性的に示
すと第１図のようになり、溶融膜の厚さの増加とともに
μおよびＡは低下し、膜がある一定の厚さｔに達すると
μおよびＡはレベルオフしてほぼ一定の値をとるように
なる。厚さｔ以上の領域では溶融金属が流体潤滑に近い
状態となり、この膜によって摩擦材面相互の直接接触が
妨げられる。同様の理由により第２図のように、溶浸金
属の融点が低いと金属溶融膜が形成されやすいためμお
よびＡの値は低く、融点が上昇するとμおよびＡは増大
する。
能が著しく改善される理由についてはつぎのように考え
られる。すなわち溶浸した金属の一部が摩擦時に発生す
る摩擦熱によって溶解し、摩擦材の表面を被覆する。こ
の溶融した金属皮膜のせん断強度（粘性抵抗）が摩擦係
数μの増加と総摩耗量Ａの低減に寄与するものと思われ
る。金属溶融膜の厚さとμおよびＡの関係を定性的に示
すと第１図のようになり、溶融膜の厚さの増加とともに
μおよびＡは低下し、膜がある一定の厚さｔに達すると
μおよびＡはレベルオフしてほぼ一定の値をとるように
なる。厚さｔ以上の領域では溶融金属が流体潤滑に近い
状態となり、この膜によって摩擦材面相互の直接接触が
妨げられる。同様の理由により第２図のように、溶浸金
属の融点が低いと金属溶融膜が形成されやすいためμお
よびＡの値は低く、融点が上昇するとμおよびＡは増大
する。
以下に本発明を実施例によってさらに詳細に説明する
が、本発明はこれらの例によって限定されるものではな
い。なお実施例中の摩擦係数μおよび総摩耗量Ａの測定
には自動車用ブレーキダイナモメータを使用し、圧力Ｆ
を50および100kgf、速度Ｖを50および100km/hrとし、こ
れらを組合せた４通りの条件下のμを測定し、さらにそ
れぞれの条件で各100回、計400回の摩擦を行った後のテ
ストピースの厚み減をもってＡ（mm）とした。
が、本発明はこれらの例によって限定されるものではな
い。なお実施例中の摩擦係数μおよび総摩耗量Ａの測定
には自動車用ブレーキダイナモメータを使用し、圧力Ｆ
を50および100kgf、速度Ｖを50および100km/hrとし、こ
れらを組合せた４通りの条件下のμを測定し、さらにそ
れぞれの条件で各100回、計400回の摩擦を行った後のテ
ストピースの厚み減をもってＡ（mm）とした。
実施例１ 気孔率を10vol％に調整したC/Cコンポジットを基材と
し、これに金属量が6vol％となるようCu−14Sn合金を溶
浸した。この含金属複合材料を用いて同種摩擦を行い摩
擦係数μを測定したところ第３図に示す結果が得られた
（一点鎖線）。同図には未溶浸C/Cコンポジットのμも
比較して示したが（実線）、Cu−Snの溶浸により、F,V
の各条件下でμが著しく上昇していることがわかる。こ
の場合、摩擦条件が苛酷となるにしたがってμは低下す
るが、F50kgf/V50km/hrでμ＝0.49,F100kgf/V100km/hr
でμ＝0.38とμの変動幅も比較的小さく良好である。ま
た総摩耗量Ａは金属溶浸の場合0.14mmであり、未溶浸の
場合の0.60mmより著しく優れていた。
し、これに金属量が6vol％となるようCu−14Sn合金を溶
浸した。この含金属複合材料を用いて同種摩擦を行い摩
擦係数μを測定したところ第３図に示す結果が得られた
（一点鎖線）。同図には未溶浸C/Cコンポジットのμも
比較して示したが（実線）、Cu−Snの溶浸により、F,V
の各条件下でμが著しく上昇していることがわかる。こ
の場合、摩擦条件が苛酷となるにしたがってμは低下す
るが、F50kgf/V50km/hrでμ＝0.49,F100kgf/V100km/hr
でμ＝0.38とμの変動幅も比較的小さく良好である。ま
た総摩耗量Ａは金属溶浸の場合0.14mmであり、未溶浸の
場合の0.60mmより著しく優れていた。
比較例１ 炭素繊維の容積率を50％とし、樹脂の再含浸を行わない
で得た気孔率約30vol％のC/Cコンポジットを用いた以外
は実施例１と全く同様に操作し、Cu−14Sn溶浸量20vol
％の複合材料を得た。このものについて実施例１と同様
にμを測定した結果は第４図のようであった（一点鎖
線）。同図に記載の未溶浸C/Cコンポジット（実線）と
比較すると、F50kgf/V50km/hrの比較的緩和な条件では
μ＝0.49と高いが、それ以外の条件下ではいずれもμは
0.3以下となり、とくにF100kgf/V100km/hrの組合せでは
μ＝0.22で、未溶浸の場合よりも低く、変動幅も大であ
った。また上記溶浸摩擦材のＡは0.28mmであり、実施例
１の6vol％溶浸材よりも劣っていた。
で得た気孔率約30vol％のC/Cコンポジットを用いた以外
は実施例１と全く同様に操作し、Cu−14Sn溶浸量20vol
％の複合材料を得た。このものについて実施例１と同様
にμを測定した結果は第４図のようであった（一点鎖
線）。同図に記載の未溶浸C/Cコンポジット（実線）と
比較すると、F50kgf/V50km/hrの比較的緩和な条件では
μ＝0.49と高いが、それ以外の条件下ではいずれもμは
0.3以下となり、とくにF100kgf/V100km/hrの組合せでは
μ＝0.22で、未溶浸の場合よりも低く、変動幅も大であ
った。また上記溶浸摩擦材のＡは0.28mmであり、実施例
１の6vol％溶浸材よりも劣っていた。
実施例２ 気孔率8,10および15vol％のC/Cコンポジットを使用し、
Zn,Pb,Sb,Pb−55Bi,Cu−14Sn,およびCuの各金属または
合金をそれぞれ3,6,10および20vol％溶浸した。これら
溶浸摩擦材のμ値（F50kgf/V50km/hrとF100kgf/V100km/
hrの両極条件におけるμを変動幅として表示）およびＡ
の値を第２表に示した。
Zn,Pb,Sb,Pb−55Bi,Cu−14Sn,およびCuの各金属または
合金をそれぞれ3,6,10および20vol％溶浸した。これら
溶浸摩擦材のμ値（F50kgf/V50km/hrとF100kgf/V100km/
hrの両極条件におけるμを変動幅として表示）およびＡ
の値を第２表に示した。
第２表から明らかなように、実施例２〜８の各金属とも
溶浸量３−10vol％において良好な摩擦性能を示し、金
属を溶浸しないC/Cコンポジット（実施例１または比較
例１参照）に比べ著しい改善効果が認められる。しかし
ながら溶浸量10vol％においてはμの下限がいずれも本
発明の目指す0.3の線を切っており、また溶浸量3vol％
においては、Ａが目標とする0.20mmを越えているものが
ある。したがって本発明をより安全に実施するために
は、これらの限界量を避けることが望ましい。
溶浸量３−10vol％において良好な摩擦性能を示し、金
属を溶浸しないC/Cコンポジット（実施例１または比較
例１参照）に比べ著しい改善効果が認められる。しかし
ながら溶浸量10vol％においてはμの下限がいずれも本
発明の目指す0.3の線を切っており、また溶浸量3vol％
においては、Ａが目標とする0.20mmを越えているものが
ある。したがって本発明をより安全に実施するために
は、これらの限界量を避けることが望ましい。
実施例９ 本例は低融点金属を溶浸した場合の摩擦性能試験の例を
示す。実施例１において溶浸材としてPb−55Bi（融点12
5℃）を用い、溶浸量6vol％の条件で同様に実施し、第
５図の如き結果を得た。尚Pb−55Bi溶浸したC/Cコンポ
ジットの総摩耗量は0.11mm、未溶浸C/Cコンポジットの
それは0.60mmであった。
示す。実施例１において溶浸材としてPb−55Bi（融点12
5℃）を用い、溶浸量6vol％の条件で同様に実施し、第
５図の如き結果を得た。尚Pb−55Bi溶浸したC/Cコンポ
ジットの総摩耗量は0.11mm、未溶浸C/Cコンポジットの
それは0.60mmであった。
比較例２ 比較例１において溶浸量を同じく20vol％とし、低融点
溶浸（Pb−55Bi合金）を行った結果を第６図に示した。
尚Pb−55Bi溶浸したC/Cコンポジットの総摩耗量は0.03m
m、未溶浸C/Cコンポジットのそれは0.60mmであった。
溶浸（Pb−55Bi合金）を行った結果を第６図に示した。
尚Pb−55Bi溶浸したC/Cコンポジットの総摩耗量は0.03m
m、未溶浸C/Cコンポジットのそれは0.60mmであった。
以上の説明によって明らかなように、C/Cコンポジット
の摩擦特性は金属または合金の少量の含浸によって顕著
な改善が見られ、新摩擦材料としてブレーキ材その他に
広範な用途が開けるため、工業的な意義はきわめて大き
い。
の摩擦特性は金属または合金の少量の含浸によって顕著
な改善が見られ、新摩擦材料としてブレーキ材その他に
広範な用途が開けるため、工業的な意義はきわめて大き
い。
第１図および第２図はそれぞれ金属溶融膜の厚さおよび
溶浸金属の融点と摩擦係数μおよび総摩耗量Ａの関係を
示す定性図、第３図，第４図，第５図および第６図はそ
れぞれ実施例1,比較例1,実施例９および比較例２の溶浸
摩擦材の各測定条件（摩擦圧力Ｆと摩擦速度Ｖの４種の
組合せ）における摩擦係数μの値とその変動を示すグラ
フである。
溶浸金属の融点と摩擦係数μおよび総摩耗量Ａの関係を
示す定性図、第３図，第４図，第５図および第６図はそ
れぞれ実施例1,比較例1,実施例９および比較例２の溶浸
摩擦材の各測定条件（摩擦圧力Ｆと摩擦速度Ｖの４種の
組合せ）における摩擦係数μの値とその変動を示すグラ
フである。
Claims (1)
- 【請求項１】炭素繊維で補強した炭素材料からなるコン
ポジットの気孔部に金属を溶浸せしめた金属複合材料に
おいて、該コンポジットの気孔率を５〜15vol％に調整
し、該気孔中に融点125〜1100℃の金属または合金を３
〜10vol％溶浸したことを特徴とする摩擦材料。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61137902A JPH0788500B2 (ja) | 1986-06-13 | 1986-06-13 | 摩擦材料 |
| US07/095,450 US4747873A (en) | 1986-06-13 | 1987-09-11 | Frictional material |
| GB8721682A GB2209761B (en) | 1986-06-13 | 1987-09-15 | Metal-containing composite material for use as a frictional material |
| DE3731540A DE3731540C2 (de) | 1986-06-13 | 1987-09-18 | Reibmaterial |
| FR8713568A FR2621310B1 (fr) | 1986-06-13 | 1987-10-01 | Materiau de friction comprenant un composite de carbone renforce par des fibres de carbone, et dont les pores du composite contiennent un metal |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61137902A JPH0788500B2 (ja) | 1986-06-13 | 1986-06-13 | 摩擦材料 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62295985A JPS62295985A (ja) | 1987-12-23 |
| JPH0788500B2 true JPH0788500B2 (ja) | 1995-09-27 |
Family
ID=15209348
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61137902A Expired - Lifetime JPH0788500B2 (ja) | 1986-06-13 | 1986-06-13 | 摩擦材料 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4747873A (ja) |
| JP (1) | JPH0788500B2 (ja) |
| DE (1) | DE3731540C2 (ja) |
| FR (1) | FR2621310B1 (ja) |
| GB (1) | GB2209761B (ja) |
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|---|---|---|---|---|
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| US5316718A (en) * | 1991-06-14 | 1994-05-31 | Moltech Invent S.A. | Composite electrode for electrochemical processing having improved high temperature properties and method for preparation by combustion synthesis |
| DE4129600C2 (de) * | 1991-09-06 | 1993-11-04 | Daimler Benz Ag | Verfahren zum impraegnieren von poroesen kohlenstoffkoerpern zum schutz gegen oxidation und verwendung dieser kohlenstoffkoerper |
| US5158695A (en) * | 1991-10-29 | 1992-10-27 | Yashchenko Nikolay K | Diamond-based antifriction material |
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| KR950700223A (ko) * | 1992-01-16 | 1995-01-16 | 노오먼 엠 폴락 | 전기 가열 성분, 관련 복합재, 및 조성물, 및 다이가 없이 미소발열 합성을 사용하여 상기 생산물을 생산하는 방법(Electrical heating element related composites, and composition and method for producing such products using dieless micropyretic synthesis) |
| US6001236A (en) | 1992-04-01 | 1999-12-14 | Moltech Invent S.A. | Application of refractory borides to protect carbon-containing components of aluminium production cells |
| US5651874A (en) | 1993-05-28 | 1997-07-29 | Moltech Invent S.A. | Method for production of aluminum utilizing protected carbon-containing components |
| US5310476A (en) | 1992-04-01 | 1994-05-10 | Moltech Invent S.A. | Application of refractory protective coatings, particularly on the surface of electrolytic cell components |
| US5560846A (en) * | 1993-03-08 | 1996-10-01 | Micropyretics Heaters International | Robust ceramic and metal-ceramic radiant heater designs for thin heating elements and method for production |
| WO1994020650A2 (en) * | 1993-03-09 | 1994-09-15 | Moltech Invent S.A. | Treated carbon cathodes for aluminium production |
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| US5449886A (en) * | 1993-03-09 | 1995-09-12 | University Of Cincinnati | Electric heating element assembly |
| US5397450A (en) * | 1993-03-22 | 1995-03-14 | Moltech Invent S.A. | Carbon-based bodies in particular for use in aluminium production cells |
| US5374342A (en) * | 1993-03-22 | 1994-12-20 | Moltech Invent S.A. | Production of carbon-based composite materials as components of aluminium production cells |
| AU2464595A (en) * | 1994-05-13 | 1995-12-05 | Micropyretics Heaters International | Sinter-homogenized heating products |
| DE69526264T2 (de) | 1994-09-08 | 2002-10-24 | Moltech Invent S.A., Luxemburg/Luxembourg | Aluminium Elektrolysezelle mit drainierfähige Kathode |
| DE9422458U1 (de) * | 1994-10-26 | 2003-08-28 | Deutsches Zentrum für Luft- und Raumfahrt e.V., 51147 Köln | Reibeinheit |
| US5753163A (en) | 1995-08-28 | 1998-05-19 | Moltech. Invent S.A. | Production of bodies of refractory borides |
| DE19711829C1 (de) * | 1997-03-21 | 1998-09-03 | Daimler Benz Ag | Verfahren zur Herstellung einer faserverstärkten Verbundkeramik |
| DE19859840B4 (de) * | 1998-12-23 | 2006-01-12 | Daimlerchrysler Ag | Bremseinheit |
| WO2001048816A1 (en) * | 1999-12-24 | 2001-07-05 | Ngk Insulators, Ltd. | Heat sink material and method of manufacturing the heat sink material |
| DE10212486A1 (de) * | 2002-03-21 | 2003-10-16 | Sgl Carbon Ag | Verbundwerkstoff mit Verstärkungsfasern aus Kohlenstoff |
| CN103194173B (zh) * | 2013-04-09 | 2014-07-16 | 吉林大学 | 仿生制动摩擦材料及其制备方法 |
Family Cites Families (12)
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|---|---|---|---|---|
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| BE757208A (fr) * | 1969-10-08 | 1971-04-07 | Monsanto Co | Structure composite entierement en carbone |
| JPS4935321B1 (ja) * | 1970-12-28 | 1974-09-21 | ||
| US3827129A (en) * | 1972-01-06 | 1974-08-06 | British Railways Board | Methods of producing a metal and carbon fibre composite |
| US3991248A (en) * | 1972-03-28 | 1976-11-09 | Ducommun Incorporated | Fiber reinforced composite product |
| FR2219133A1 (en) * | 1973-02-23 | 1974-09-20 | Onera (Off Nat Aerospatiale) | Metal impregnated porous bodies - using metals forming low m. pt. alloy, to improve uniformity of structure |
| US4072516A (en) * | 1975-09-15 | 1978-02-07 | Fiber Materials, Inc. | Graphite fiber/metal composites |
| JPS5547335A (en) * | 1978-09-27 | 1980-04-03 | Sumitomo Chem Co Ltd | Manufacturing method of fiber reinforced metal based composite material |
| JPS5817145B2 (ja) * | 1978-12-05 | 1983-04-05 | 品川白煉瓦株式会社 | 黒鉛質耐火物 |
| JPS57179073A (en) * | 1981-04-24 | 1982-11-04 | Hiroshi Ishizuka | Manufacture of diamond sintered body |
| US4648902A (en) * | 1983-09-12 | 1987-03-10 | American Cyanamid Company | Reinforced metal substrate |
| JPS60162748A (ja) * | 1984-02-06 | 1985-08-24 | Toray Ind Inc | 炭素繊維／炭素／金属複合材料およびその製造方法 |
-
1986
- 1986-06-13 JP JP61137902A patent/JPH0788500B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1987
- 1987-09-11 US US07/095,450 patent/US4747873A/en not_active Expired - Fee Related
- 1987-09-15 GB GB8721682A patent/GB2209761B/en not_active Expired - Fee Related
- 1987-09-18 DE DE3731540A patent/DE3731540C2/de not_active Expired - Fee Related
- 1987-10-01 FR FR8713568A patent/FR2621310B1/fr not_active Expired - Fee Related
Also Published As
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| GB2209761A (en) | 1989-05-24 |
| DE3731540A1 (de) | 1989-03-30 |
| GB2209761B (en) | 1991-02-13 |
| GB8721682D0 (en) | 1987-10-21 |
| JPS62295985A (ja) | 1987-12-23 |
| US4747873A (en) | 1988-05-31 |
| FR2621310B1 (fr) | 1992-10-23 |
| DE3731540C2 (de) | 1996-09-26 |
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