DE69607056T2

DE69607056T2 - Faserverstärktes keramisches Verbundmaterial und Methode zu seiner Herstellung

Info

Publication number: DE69607056T2
Application number: DE69607056T
Authority: DE
Inventors: Yoshinori Hayakawa; Tsuneji Kameda; Shoko Suyama
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1995-05-10
Filing date: 1996-05-08
Publication date: 2000-11-09
Anticipated expiration: 2016-05-09
Also published as: DE69607056D1; US5939216A; EP0742185B1; EP0742185A1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Gebiet der Erfindung:

Die vorliegende Erfindung betrifft faserverstärkte, keramische Matrix-Verbundmaterialien und ebenso ein Verfahren zur Fertigung dieser Verbundmaterialien. Genauer richtet sich diese Erfindung auf ein faserverstärktes, keramisches Matrix-Verbundmaterial mit großer Verläßlichkeit und verbesserten Eigenschaften der Anfangsrißfestigkeit, indem die Keramikfaserbestandteile in eine geflochtene Struktur gebracht werden, und auf ein Verfahren zur Fertigung eines derartigen, keramischen Matrix-Verbundmaterials.

Beschreibung des verwandten Fachs:

Gesinterte Keramikkörper haben zur Verwendung in Starkstrombestandteilen, Flugzeugbestandteilen, Kraftfahrzeugbestandteilen, elektronischen Bestandteilen, Bestandteilen von Präzisionsmaschinen, Halbleitervorrichtungsmaterialien und Ähnlichem für elektronische und strukturelle Teile breite Anwendung gefunden. Der Grund liegt darin, daß die Festigkeit derartiger gesinterter Körper während dem Formen bei erhöhten Temperaturen im allgemeinen weniger zerstört wird und sie in der Härte, dem elektrischem Widerstand, der Abriebfestigkeit, Hitzebeständigkeit, Korrosionsbeständigkeit, dem geringem Gewicht und Ähnlichem im Vergleich zu herkömmlichen, metallischen Materialien ausgezeichnet sind.
Jene keramischen, gesinterten Körper weisen jedoch eine geringere Zugspannung als Druckspannung auf und neigen dazu, unerwünschte Sprödigkeit zu verursachen, das ist ein Phänomen, bei dem sich Risse unter Zugspannung leicht verlängern. Um Keramiken für jene Teile verwendbar zu machen, für die eine hohe Verläßlichkeit erforderlich ist, wurde eine starke Forderung für die Entwicklung eines gesinterten Keramikkörpers mit verbesserter Zähigkeit und erhöhter Bruchenergie ausgedrückt.
Genauer sind für strukturelle Keramikteile zur Verwendung als Bestandteile von Gasturbinen, Flugzeugen und Kraftfahrzeugen eine große Verläßlichkeit, gekoppelt mit ausreichender Hitzestabilität und Hochtemperaturfestigkeitseigenschaften erforderlich. Um diese Anforderungen zu erfüllen, wurden intensive Forschungen durchgeführt in der Bemühung, ein keramisches Matrix-Verbundmaterial (CMC) zu vermarkten, das erhöhte Werte an Bruchzähigkeit und Bruchenergie und ausreichende Beständigkeit gegen Wärmeschock gewährt und das sich ergeben könnte, wenn Verbundmaterialien wie Fasern aus anorganischem Material oder Metall, Whiskerkristallen, Platten, Teilchen oder Ähnlichem in einen Matrix gesinterten Körper gebracht werden, bei dem die Verbundmaterialien auf eine im Verbund verteilte Weise gehalten werden.
In einem faserverstärkten, keramischen Matrix-Verbundmaterial, das gebildet wird, indem die obigen Keramikfasern in einem Matrix gesinterten Körper im Verbund verteilt sind, ist eine stark verbesserte Rißbeständigkeit erzielbar. Um diese Eigenschaft zu steigern, müssen die Fasern jedoch in ziemlich großer Menge in der Matrix eingebaut sein. Des weiteren wird eine Vorform eingesetzt, die durch Verweben der keramischen Fasern miteinander in einer ebenen oder dreidimensionalen Richtung als eine Faserstruktur abgeleitet oder gebildet wird, um die Anisotropie zu vermindern, die keramischen Matrix-Verbundmaterialien eigen ist.
Bei der Verarbeitung des zuvor erwähnten, faserverstärkten, keramischen Matrix-Verbundmaterials zu unterschiedlichen Strukturteilen ist es erwünscht, daß die Anfangsrißfestigkeit der Matrix eines derartigen Verbundmaterials ausreichend groß ist, es hoch beständig gegen die Verlängerung jeglichen auftretenden Risses ist und darüberhinaus eine große Bruchenergie aufweist.
Im Fall, daß die Spannung, die auf das keramische Matrix- Verbundmaterial angewendet oder ausgeübt wird, geringer als die Anfangsrißfestigkeit der Matrix ist, ist das so gespannte Verbundmaterial elastisch verformbar und im wesentlichen frei von Schäden wie Rissen und Ähnlichem. Unter diesen Spannungsbedingungen liefert ein derartiges Verbundmaterial in vollem Ausmaß eine gute Umweltbeständigkeit, die für Keramiken eine Besonderheit ist, und bringt keine mechanische Schädigung mit der Zeit mit sich, die aus der Fortsetzung des Schadens stammen würde, der in einer Anfangsphase stattfand. In der Folge ist es eine im wesentlichen wichtige Anforderung an das Entwickeln von Teilen, einen höheren Grad der Anfangsrißfestigkeit der Matrix eines keramischen Verbundmaterials zu gewinnen. Vom Standpunkt der erhöhten Verläßlichkeit und Toleranz bei Beschädigung der Teile sollte das keramische Matrix-Verbundmaterial ebenso wesentlich eine hohe Bruchenergie aufweisen.
Es ist jedoch im Grunde schwer, mit herkömmlichen faserverstärkten, keramischen Matrix-Verbundmaterialien gleichzeitig eine hohe Anfangsrißfestigkeit und große Bruchenergie zu erzielen. Das heißt, der Widerstand gegen eine Rißverlängerung ist geringer, wenn die Anfangsrißfestigkeit der Matrix höher ist, mit dem Ergebnis, daß die Bruchenergie notwendigerweise auf einen bestimmten, geringen Wert begrenzt ist. Im Gegensatz dazu neigt die Anfangsrißfestigkeit der Matrix im Fall eines herkömmlichen, keramischen Matrix-Verbundmaterials, mit großer Bruchenergie dazu, abzunehmen. Die herkömmlichen, keramischen Matrix-Verbundmaterialien genügen in jedem Fall weder der Anfangsrißfestigkeit der Matrix noch der Bruchenergie auf gut ausgeglichene Weise. Dies hinterläßt das Problem, daß sie nur für einen stark begrenzten Bereich an Gebieten anwendbar sind.
Als weiterer Nachteil der herkömmlichen, keramischen Verbundmaterialien werden unangenehmer Weise die Festig keitseigenschaften und Ähnliches anisotrop, wobei sie von der Ausrichtung der Fasern abhängen, die die Faserstruktur aufbauen, was insgesamt zu einem Teil mit mechanischer Instabilität führt. Dies ist insbesondere bei einem keramischen Matrix-Verbundmaterial wahr, in dessen keramischer Matrix eine Faserstruktur verteilt ist, die durch Aufeinanderlaminieren einer Vielzahl an Geweben entsteht. Ein derartiges, bekanntes, keramisches Matrix-Verbundmaterial zeigt eine deutliche Abnahme der interlaminaren Festigkeit.
Auf der anderen Seite werden die keramischen Fasern, die die Faserstruktur aufbauen, im wesentlichen leicht beim Biegen oder Reiben beschädigt, wodurch sich ein Brechen oder Auffasern der Monofilamente ergibt, die die Faser aufbauen. Es wird daher schwer, eine Vorform (Faserstruktur) mit komplizierter Gestalt wie ein ebenes oder dreidimensionales Gewebe zu liefern.

ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Angesichts der vorangegangenen Probleme des Stands der Technik soll die Erfindung als eines ihrer Ziele ein faserverstärktes, keramisches Matrix-Verbundmaterial liefern, daß eine erhöhte Anfangsrißfestigkeit der Matrix, Widerstand gegen die Rißverlängerung und Bruchenergie und verbesserte interlaminare Festigkeit zeigt und ein relativ leichtes Formen einer Faservorform mit komplizierter Gestalt ermöglicht. Ein weiteres Ziel der Erfindung liegt in der Lieferung eines Verfahrens zur Fertigung eines derartigen, keramischen Matrix-Verbundmaterials.
Um diese Ziele zu erreichen, erzeugten die augenblicklichen Erfinder unter Verwendung einer Vielzahl an Verfahren unterschiedliche Faservorformen, um dadurch keramische Matrix-Verbundmaterialien zu bilden, wobei für die Wirkung der Verfahren und der Strukturen der Faservorformen auf die Festigkeitseigenschaften, Anfangsrißfestigkeit der Matrix und Bruchenergie insbesondere der keramischen Matrix- Verbundmaterialien Vergleichsforschung durchgeführt wurde. Als Ergebnis dieser Forschungen wurde entdeckt, daß aus dem entstehenden Verbundmaterial äußerst leicht eine Faservorform gebildet wird und sie ebenso eine ausgezeichnete Anfangsrißfestigkeit aufweist, wenn Faserbündel aus gebündelten Filamenten zu einem Gewebe einer gegebenen Gestalt geflochten werden und dann mit einem vorbestimmten Volumsanteil an Fasern in einer keramischen Matrix im Verbund angeordnet werden.
Wenn ein Gewebeelement, das als ein Flechtgarn aus dem Flechten eines Faserbündels abgeleitet wird, zu einer Faservorform gebildet wird, indem es weiter durch Flechten, Nähen, in dreidimensionaler orthogonaler Webart, einfacher Webart oder Ähnliches verarbeitet wird, können die verwendeten Fasern auf kompliziertere Art ausgerichtet sein mit einer folglichen Erhöhung des Widerstands gegen eine Rißverlängerung nach einem anfänglichen Bruch oder Reißen der Matrix.
Wenn die Dicke des so erhaltenen Gewebeelements erhöht wird, wird eine Faservorform leicht erhältlich gemacht, die für die bestimmte Gestalt eines Teils mit einer sich ergebenden Steigerung der interlaminaren Festigkeit des entstandenen, keramischen Matrix-Verbundmaterials geeignet ist. Um genauer zu sein, führt die Verwendung eines dicken Gewebes dazu, daß der Teil mit einer gegebenen Dicke durch Laminieren einer verringerten Anzahl an Geweben geliefert wird. Eine Faservorform kann ebenso mit einer Lage aus einem Gewebe gebildet werden. Die spröden Gebiete dieses Verbundmaterials können durch eine verringerte Gewebeanzahl beim Laminieren herabgesetzt gehalten werden, wie oben bemerkt wurde.
Wenn ein geflochtenes Gewebe aus einem Faserbündel abgeleitet wird, das aus einer Vielzahl an organischen Fasern und keramischen Fasern besteht, gefolgt von der Karbonisierung nur der organischen Fasern in einem Matrix bildenden Material, ist der Volumsanteil an Fasern im keramischen Matrix- Verbundmaterial, das erhalten werden soll, leicht anpaßbar. Darüberhinaus ist ein Matrix gesinterter Körper in einem Gebiet erzeugbar, in dem die organischen Fasern ursprünglich vorlagen, so daß eine Matrix dicht um die keramischen Fasern angeordnet werden kann. In einem derartigen Fall ist ein keramisches Verbundmaterial mit hohem Bruchwiderstand erhaltbar. Diese Erfindung wurde jetzt durch die hier zuvor erörterten Entdeckungen vervollständigt.
Das faserverstärkte, keramische Matrix-Verbundmaterial gemäß der vorliegenden Erfindung umfaßt eine Keramikmatrix und eine Faservorform, die darin vollständig angeordnet ist, wobei die Faservorform aus einem geflochtenen Gewebe gebildet wird, das aus einer Vielzahl an Faserbündeln besteht, die aus einer Vielzahl an zusammengebündelten Monofilamenten gebildet werden, wobei das geflochtene Gewebe in jenem keramischen Matrix-Verbundmaterial in einem Volumsanteil an Fasern (Vf) von 10 bis 40 Volums% vorliegt und wobei das geflochtene Gewebe Mittel-End-Garne umfaßt, die in einem biegungsfreien Teil verteilt sind, wobei die Faserbündel einander kreuzen.
Die Faserbündel, die das geflochtene Gewebe aufbauen, können vorzugsweise in schräger Beziehung zueinander angeordnet sein. Die keramische Matrix kann aus einer Siliziumcarbidkeramik (SiC) gebildet werden, die durch Reaktionssintern gewonnen wird. In das geflochtene Gewebe kann ein Mittel-End-Garn eingeschlossen sein, dessen Elastizitätsmodul größer ist als das des Garns. Darüberhinaus kann der Durchmesser des Mittel-End-Garns größer als jener des Garns festgelegt werden.
Die Faservorform, die aus einer Vielzahl an Gewebeelementen besteht, die als ein geflochtenes Garn durch Flechten eines Faserbündels erhaltbar sind, wird vorzugsweise so gebildet, daß sie die Arbeitsschritte Flechten, Nähen, dreidimensionales orthogonales Weben oder einfaches Weben jedes Gewebeelementes umfaßt.
Das Gewebeelement kann vorzugsweise aus einem flachen Zopf in streifenähnlicher Gestalt oder aus einem schlauchförmigen Zopf in einer abgeflachten Gestalt gebildet werden.
Über die Oberfläche des Filaments kann mit Hilfe von CVD, PVD oder Ähnlichem eine gleitende Schicht angewendet werden, die entweder aus Kohlenstoff (C) oder Bornitrid (BN) oder aus beidem besteht und eine Dicke von 0,1 bis 5 um aufweist. Um zu verhindern, daß das Filament und das Matrixmaterial miteinander reagieren, kann ebenso vorzugsweise eine Sperrschicht auf derartige Weise vorgesehen sein, daß die gleitende Schicht bedeckt ist. Diese Sperrschicht besteht vorzugsweise aus einem anderen Material als die gleitende Schicht wie zum Beispiel zumindest einer Substanz, die aus Siliziumcarbid (SiC), Kohlenstoff (C), Molybdän (Mo) und Molybdänsilizid (MoSi&sub2;) gewählt wird.
Unterschiedliche, gesinterte Keramikkörper können für die Bildung der Matrix des faserverstärkten Matrix-Verbundmaterials gemäß der vorliegenden Erfindung eingesetzt werden. Zum Beispiel können jene gesinterten Körper aus nicht oxidisch gesinterten Keramiken wie Siliziumcarbid (SiC), Aluminiumnitrid (AlN); Siliziumnitrid (Si&sub3;N&sub4;), Si-Al-O-N, Bornitrid (BN) und Ähnlichem und oxidisch gesinterten Keramiken wie Aluminiumoxid (Al&sub2;O&sub3;), Zirkoniumoxid (ZrO&sub2;), Titanoxid (TiO&sub2;), Mullit (3Al&sub2;O&sub3;.2SiO&sub2;), Berylloxid (BeO), Kozelit, Zirkon, Spinell (MgAl&sub2;O&sub4;) und Ähnlichem gewählt werden. Diese Materialien können allein oder in Kombination verwendet werden. Insbesondere bevorzugt wird eine Matrix, die unter Verwendung eines gesinterten Körpers aus dicht hergestelltem, reaktionsgebundenem Siliziumcarbid (RB-SiC) gebildet wird, und das keramische Verbundmaterial kann unter Verwendung dieser Matrix eine erhöhte Anfangsrißfestigkeit der Matrix und überlegene Umweltbeständigkeit zeigen.
Zur Verwendung bei der Bildung des obigen, gesinterten Körpers können je nach Anforderung unterschiedliche Sinterhilfsmittel oder Zusätze wie Yttriumoxid, Aluminiumoxid, Ceroxid, Magnesiumkarbonat, Kalziumkarbonat und Siliziumoxid zum Pulver des Keramikmaterials zugegeben werden. Die Matrix kann ebenso durch Reaktionssintern gebildet werden.
Um eine verbesserte Zähigkeit des keramischen Matrix- Verbundmaterials zu erlangen, ist das geflochtene Gewebe so aufgebaut, daß es für die Anordnung in der Matrix den oben festgelegten Volumsanteil an Fasern (Vf) aufweist. Dieses geflochtene Gewebe kann durch Flechten eines Faserbündels als Garn erhalten werden, wobei das Bündel vorzugsweise aus 100 bis 10.000 zusammengebündelten Monofilamenten gebildet wird.
Obwohl dem Material aus Monofilamenten keine besonderen Beschränkungen auferlegt sind, können jene Keramikfasern geeignet verwendet werden, die für die Matrix eingesetzt werden. Die Beispiele der Keramikfasern können Fasern umfassen, die auf Siliziumcarbid beruhen (SiC, Si-C-O, Si- Ti-C-O und Ähnliches), Fasern, die mit SiC bedeckt sind (zum Beispiel mit C als einen Kerndraht), Aluminiumoxidfasern, Zirkonoxidfasern, Kohlenstoffasern, Borfasern, Fasern, die auf Siliziumnitrid beruhen, Fasern, die mit Si&sub3;N&sub4; bedeckt sind (zum Beispiel mit C als einen Kerndraht), Mullitfasern (3Al&sub2;O&sub3;.2SiO&sub2; - 2Al&sub2;O&sub3;.SiO&sub2;) und Ähnliches. Zumindest eine Substanz dieser Keramikfasern kann für die Praxis der vorliegenden Erfindung verwendet werden.
Der Durchmesser und die Länge einer Keramik kann auf die Ausrichtung und den Volumsanteil in der Struktur der Form und ebenso auf die Festigkeitseigenschaften des Verbundpro duktes wesentliche Wirkungen ausüben. Eine kontinuierliche Faser mit 3 bis 150 um Durchmesser ist verwendbar und wird daher in der Erfindung bevorzugt. Wenn der Durchmesser nicht mehr als 3 um beträgt, dann könnte die verwendete Faser in der Nähe oder kleiner sein als die Teilchengröße einer entsprechenden Matrix und weniger wirksam zusammengesetzt sein. Wenn der Durchmesser der Faser 150 um überschreitet, kann wegen des Unterschieds der thermischen Expansion zwischen der Faser und der Matrix an einer Schnittstelle zwischen der Faser und der Matrix leicht eine Spannung verursacht werden, was schließlich einen Riß oder eine auf andere Weise beeinträchtigte Matrix ergibt. In beiden Fällen ist es schwer, eine große Effektivität des Verbundmaterials zu erzielen.
Die oben angegebene Keramikfaser (Monofilament) wird vorzugsweise in einer Anzahl von etwa 100 bis 10.000 in einem Faserbündel gebündelt, wobei das Bündel danach zu einem geflochtenen Gewebe oder einem Gewebeelement geflochten werden kann.
Zur Veranschaulichung, leichteren Einschätzung und einfacher Ausführung der Erfindung vom Fachmann werden jetzt Ausführungen der Erfindung nur durch nicht begrenzende Beispiele mit Hinweis auf die begleitenden Zeichnungen beschrieben werden, in denen:
Fig. 1 eine Vorderansicht ist, die die Art zeigt, in der ein zylindrisch geflochtenes Gewebe erzeugt wird,
Fig. 2 ein Aufriß eines Zopfes ist,
Fig. 3 eine Ansicht ähnlich jener von Fig. 2 ist, die aber eine Ausführung eines geflochtenen Gewebes gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt,
Fig. 4 ein Aufriß eines flachen Zopfes ist,
Fig. 5 eine Ansicht ähnlich jener aus Fig. 4 ist, aber eine Ausführung eines flachen Zopfes gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt,
Fig. 6 eine perspektivische Ansicht ist, die die Art zeigt, in der ein schlauchförmiger Zopf erzeugt wird,
Fig. 7 eine Ansicht einer Faservorform ist, die aus einem Gewebeelement erzeugt wird, das zuerst durch Flechten gebildet wurde und dann in einfacher Webart verarbeitet wurde,
Fig. 8 eine Ansicht einer Faservorform ist, die aus einem Gewebeelement erzeugt wurde, das zuerst durch Flechten gebildet wurde und dann in Köperwebart verarbeitet wurde,
Fig. 9 eine Ansicht einer Faservorform ist, die aus einem Gewebeelement erzeugt wurde, das zuerst durch Flechten gebildet wurde und dann in Satinwebart verarbeitet wurde,
Fig. 10 eine Ansicht einer Faservorform ist, die aus einem Gewebeelement erzeugt wurde, das zuerst durch Flechten gebildet wurde und dann in dreidimensionaler, orthogonaler Webart verarbeitet wurde,
Fig. 11 eine perspektivische Ansicht im Querschnitt eines faserverstärkten, keramischen Matrix-Verbundmaterials ist, das aus einer keramischen Matrix und einer Faservorform aufgebaut ist, innerhalb der eine Nähstruktur vollständig angeordnet ist,
Fig. 12 eine perspektivische Ansicht eines geflochtenen Gewebes ist, das in den später beschriebenen Beispielen verwendet wird, und
Fig. 13 eine teilweise aufgebrochene, perspektivische Ansicht eines keramischen Matrix-Verbundmaterials aus SiC mit zylindrischer Gestalt ist, die in Verbindung mit jenen Beispielen angenommen wird.
Mit Hinweis auf die Zeichnungen werden hier zuerst die geflochtenen Gewebe beschrieben.
Fig. 1 ist eine Vorderansicht, die die Art zeigt, in der ein zylindrisch geflochtenes Gewebe 1 (Faservorform) durch Flechten erzeugt wird. Das geflochtene Gewebe 1 mit einer Flechtstruktur wird durch Flechten eines Garns 2 (Faserbündel) gebildet, das von einem Träger einer Flechtmaschine geliefert wird, so daß dieses Garn schräg angeordnet ist, um sich über die Oberfläche eines Formkerns 3 (Kern) zu wickeln.
Fig. 2 ist eine ebene Ansicht, die ein geflochtenes Gewebe veranschaulicht. Die Faserbündel 2a und Faserbündel 2b werden in einem Kreuzungswinkel von etwa 60 Grad gekreuzt, so daß ein geflochtenes Gewebe 1a geliefert wird.
Fig. 3 ist ein Aufriß, der ein weiteres geflochtenes Gewebe veranschaulicht. Ein Mittel-End-Garn 4 ist weiter in das geflochtene Gewebe der Fig. 2 eingezogen, wodurch ein geflochtenes Gewebe 1b erhalten wird.
Fig. 4 ist ein Aufriß, der einen flachen Zopf 5 veranschaulicht. Dieser Zopf wird in einfacher Gestalt gebildet, wobei 9 Faserbündel 2 verflochten sind. Zumindest 5 Faserbündel sind erforderlich, um diese Art des flachen Zopfes 5 zu erzeugen.
Fig. 5 ist ein Aufriß, der einen flachen Zopf 5a darstellt. Dieser Zopf wird in einfacher Form gebildet, indem 25 Faserbündel 2 und 12 Mittel-End-Garne dem Flechten unterworfen werden.
Fig. 6 ist eine perspektivische Ansicht eines schlauchförmigen Zopfes 6. Dieser Zopf wird in zylindrischer Gestalt gebildet, wobei 8 Faserbündel 2 verflochten werden.
Faservorformen zur Verwendung in der vorliegenden Erfindung können unter Verwendung einer Vielzahl an geflochtenen Geweben, die oben als Startelemente (Gewebeelemente) angegeben wurden, ebenso in ebener oder dreidimensionaler Struktur erzeugt werden. Fig. 7 bis 9 zeigen Faservorformen, die sich aus dem Verweben von Gewebeelementen, die durch Flechten entstehen, zu einer ebenen Struktur ergeben.
Eine Faservorform 1d, die in Fig. 7 gezeigt wird, wird durch Verweben einer Vielzahl an Gewebeelementen 7, 7 in einfacher Webart gebildet. In dieser Vorform werden Ketten- und Schußgewebeelemente 7, 7 nach jedem zweiten Stück abwechselnd gekreuzt verwoben. Die Faservorform 1d ist mit der Anzahl an sich kreuzenden Ketten- und Schußgewebeelementen reichlich versehen und daher dicht und hart.
Eine Faservorform 1e, die in Fig. 8 gezeigt wird, wird durch Verweben einer Vielzahl an Gewebeelementen 7, 7 in Köperwebart gebildet. In dieser Vorform sind mehr als 2 Ketten- oder Schußgewebeelemente 7 ausgerichtet oder parallel angeordnet und mit anderen Gewebeelementen gekreuzt. Die Köperwebart der Faservorform 1e ist im Vergleich mit der obigen einfachen Webart der Faservorform 1d weich und dehnbar.
Eine Faservorform 1f aus Fig. 9 wird durch Verweben von Gewebeelementen 7, 7 in Satinwebart gebildet. In dieser Vorform sind mehrere Ketten- und Schußgewebeelemente 7 ausgerichtet, wobei die gekreuzten Teile verstreut sind. Die Satinwebart der Faservorform 1f ist um vieles weicher als die obige Köperwebart der Faservorform 1e.
Die Weichheit der Faservorformen macht es leicht, die Faservorform zu einer gewünschten Gestalt zu formen.
In den Fig. 10 und 11 werden jeweils Faservorformen gezeigt, die durch Verweben von Gewebeelementen in einer dreidimensionalen Struktur gebildet werden. Eine Faservorform 1g aus Fig. 10 entsteht aus der Verwendung von schlauchförmigen Zöpfen wie in Fig. 6 als Faserelemente 7 und Verweben der letzteren in einer dreidimensionalen Struktur, wobei die Gewebeelemente in den Richtungen der X-, Y- und Z-Achsen liegen, wobei die letzteren rechtwinkelig zueinander angeordnet sind.
Fig. 11 ist eine perspektivische Ansicht im Querschnitt eines faserverstärkten, keramischen Matrix-Verbundmaterials 10, in dem eine Faservorform 1h mit Nähstruktur in einer keramischen Matrix angeordnet wurde. In diesem Verbundmaterial werden flache Zöpfe 5, die zum Beispiel in Fig. 5 gezeigt wurden, als Gewebeelemente 7 in 4-lagiger Form laminiert, und das entstehende Laminat wird mit Hilfe eines vernähten Faserbündels 9, das in Richtung der Dicke läuft, vollständig innerhalb der Matrix genäht.
Herkömmliche, einfache Webarten sind gleichwertig mit dem Fall, in dem Garne (Faserbündel) in einem Kreuzungswinkel von 90 Grad angeordnet sind. Dieser begrenzte Winkel ist derartigen, bekannten, einfachen Webarten eigen. So ist ein keramisches Matrix-Verbundmaterial mit einer derartigen, herkömmlichen, einfachen Webart häufig problematisch hinsichtlich seiner anisotropen Festigkeitseigenschaften.
In den geflochtenen Geweben, die in der vorliegenden Erfindung verwendet werden, sind die Faserbündel 2a und die Faserbündel 2b nicht wie in der herkömmlichen, einfachen Webart rechtwinkelig zueinander in einem Winkel von 90 Grad, sondern in schräger Beziehung zueinander in einem gewählten Kreuzungswinkel von etwa 10 bis 170 Grad angeordnet, wie in den Fig. 2 und 3 gezeigt wird. Wie in Fig. 1 gesehen wird, ist das geflochtene Gewebe, dessen Faserbündel schräg verteilt sind, über jene schrägen Faserbündel 2 in der Folge ausreichend widerstandsfähig gegen Umfangsspannungen, die wahrscheinlich hauptsächlich radial entstehen, oder gegen Hauptspannungen, die wahrscheinlich axial auftreten. Darüberhinaus kann das geflochtene Gewebe 1 einer Spannung widerstehen, die während seiner Zusammenstellung in die Matrix fließt, und einer gewissen Spannung, die während dem Sintern der entstehenden Matrix auftritt, wodurch sie zur verbesserten Beibehaltung der Gestalt des geflochtenen Gewebes selbst wie auch des Verbundproduktes stark beiträgt, das erwünschte, geregelte Anisotropieeigenschaften aufweist.
Gemäß der vorliegenden Erfindung entstehen Faservorformen (geflochtene Gewebe) oder Faserelemente durch Flechten, und daher sind die Keramikfasern frei von Schaden wie Bruch oder Ausfasern. Sogar Faservorformen mit einer komplizierten Gestalt können leicht gebildet werden. Die herkömmlichen, einfachen Webarten erfahren nämlich an Verfahrensstellen, bei denen ein Webschiff hin und her bewegt werden soll und Schußgarne gehandhabt werden sollen, und daher mit wiederholtem Reiben von Faser an Faser wiederholtes Biegen der Gewebefasern.
Im Gegensatz dazu läßt man im Fall einer Flechtart gemäß der Erfindung die kontinuierlichen Faserbündel sich um einen Formkern zu einer gegebenen Faserstruktur winden, so daß nur an der Kreuzungsstelle der Fasern ein Reiben von Faser an Faser stattfindet. Dies vermindert das Biegen und Reiben der Fasern und verhindert den Bruch und das Ausfasern der letzteren, wodurch ein keramisches Matrix-Verbundmaterial mit großer Verläßlichkeit und guter Formbeständigkeit geliefert werden kann.
Im Fall, daß ein geflochtener Zopf innerhalb einer Matrix vollständig angeordnet ist, die aus reaktionsgesinterten Keramiken besteht (B. SiC), kann der Volumsanteil an Fasern des geflochtenen Gewebes im entstehenden Verbundmaterial durch die Verwendung von Faserbündeln als Garne leicht angepaßt werden, wobei die Bündel aus einer Vielzahl an organischen Fasern und keramischen Fasern bestehen, die zusammengebündelt werden (doubliert werden), oder durch die Verwendung von geflochtenen Geweben, die aus organischen Fasern und keramischen Fasern bestehen, die vermischt wurden.
Als geeignete organische Fasern, die hier verwendet werden, werden Polyestergarne und Polyethylengarne bevorzugt, die durch Hitzebehandlung vor der Synthese oder Bildung der Matrix leicht zersetzbar sind. Des weiteren ist die Verwendung von organischen Fasern ebenso bevorzugt, die jeweils einen Durchmesser von im wesentlichen gleich jenem der keramischen Fasern aufweisen.
Die oben als Hilfsfasern verwendeten, organischen Fasern werden vor der Synthese der Matrix durch Hitzebehandlung karbonisiert, und die karbonisierten, organischen Fasern werden als Kohlenstoffquelle für die Synthese einer SiC- Matrix verwendet. In der Folge werden die organischen Fasern, die an den keramischen Fasern anhaften, in eine SiC-Matrix umgewandelt, so daß die Matrix auch um die Keramikfasern genügend gebildet werden kann. Dadurch ergeben sich wenige Teile, an denen die Keramikfasern zusammengehalten werden, oder wenige Zwischenräume, in denen die Keramikfasern fehlen, wodurch die Erzeugung eines keramischen Matrix-Verbundmaterials mit ausgezeichneten Festigkeitseigenschaften ermöglicht wird.
Um an einer Schnittstelle zwischen den Keramikfasern und der Matrix eine verbesserte Bruchfestigkeit zu erzielen, sollte die Struktur der Schnittstelle eine Mikronatur aufweisen. Aus diesem Grund ist es nicht angemessen, den Durchmesser der Keramikfasern in einem größeren Ausmaß festzulegen, auch wenn durch Flechten eine Faservorform erzeugt wird, und im allgemeinen werden Fasern mit einem geringeren Durchmesser eingesetzt. Wenn jedoch derartig dünne Keramikfasern zu einer Faservorform einer gegebenen Dicke verwebt werden, wird eine beträchtlich längere Flechtzeit benötigt, und die Produktivität des Verbundmaterials wird wahrscheinlich herabgesetzt. Was schlimmer ist, die Faservorform selbst wird dicht und ruft im entstehenden Verbundmaterial einen übermäßigen Volumsanteil an Fasern hervor, wodurch sich verminderte Festigkeitseigenschaften des Verbundmaterials ergeben.
Als Gegenmaßnahme gegen dieses Problem werden Keramikfasern in Kombination mit organischen Fasern verwendet, so daß die letzteren als Abstandhalter zum Formbildner dienen. Nachdem die zuvor erwähnten, organischen Fasern karbonisiert wurden, werden sie als Kohlenstoffquelle für die Synthese einer SiC-Matrix verwendet. Dadurch ist ausreichend Matrix zwischen den Keramikfasern vorgesehen, wodurch die Festigkeitseigenschaften des entstehenden Verbundmaterials stark verbessert werden können. Der Volumsanteil an Fasern (Vf) der Faservorform kann ebenso leicht durch Variieren des Verhältnisses der Kombination von organischer Faser zu Keramikfaser kontrolliert oder angepaßt werden.
Im geflochtenen Gewebe 1b, in dem die Mittel-End-Garne 4 so verteilt sind, daß sie die Kettenfaserbündel 2a und die Schußfaserbündel 2b verbinden, wie in Fig. 3 gezeigt wird, können die mechanischen Eigenschaften jenes Gewebes in der Richtung angepaßt werden, in der die Mittel-End-Garne 4 angeordnet sind. Da die Mittel-End-Garne 4 für Biegen weniger anfällig sind, können ihre Elastizitätsmodule in höherem Grad festgelegt werden als jene der Flechtgarne 2a, 2b. Die Garne 4 werden nur schwach gebogen, auch wenn sie zur Zeit des Tränkens des geflochtenen Gewebes mit einer Matrixausgangsaufschlämmung einer äußeren Kraft unterworfen werden, so daß die Form des geflochtenen Gewebes mit hoher Genauigkeit beibehalten werden kann.
Zusätzlich ermöglicht das geringste Biegen der Mittel-End- Garne 4, daß ihr Gewebedurchmesser größer ist als jener der Flechtgarne 2a, 2b, und hemmt ausreichend eine Fortsetzung von Rissen oder Schaden, wodurch ein keramisches Matrix- Verbundmaterial mit erhöhtem Widerstand gegen Rißverlängerung geliefert wird. Des weiteren dienen die Garne 4 als Abstandhalter zwischen den Fasern und machen die Erzeugung eines geflochtenen Gewebes leistungsfähig durch eine verringerte Laminierungszahl der Faserbündel. Die Fähigkeit der Garne 4, als Abstandhalter zu wirken, wirkt ebenso bei der Anpassung des Volumsanteils an Fasern.
Wie oben angegeben wurde, können die Fasern so angeordnet werden, daß sie den besonderen Anwendungen und mechanischen Anforderungen eines Teils genügen, der aus dem Verbundmaterial gemacht werden soll, weil der Kreuzungswinkel jeder Gruppe an Flechtgarnen und die Anwesenheit und Abwesenheit von Mittel-End-Garnen 4 leicht selektiv kontrolliert werden.
Die Mittel-End-Garne 4 liegen an einem im wesentlichen biegefreien Teil, an dem die Faserbündel miteinander überkreuzt sind. Auch wenn die Mittel-End-Fasern 4 aus Fasern mit einem höheren Elastizitätsmodul oder mit einem größeren Durchmesser bestehen, sind sie daher geringstem Bruch unterworfen. Dementsprechend sind die Mittel-End-Garne 4 bei der Verbesserung der Festigkeit der Faservorform selbst und zur gleichen Zeit bei der Verstärkung der mechanischen Festigkeit des entstehenden Verbundmaterials in seiner Gesamtheit wirksam.
Um zu verhindern, daß die Keramikfasern und die Matrix miteinander reagieren und um das Gleiten dieser Bestandteile an einer Schnittstelle zu verbessern, wird bevorzugt eine Gleitschicht mit einer Dicke von etwa 0,1 bis 5 um über die Oberfläche der Keramikfaser gelegt. Diese Gleitschicht kann gebildet werden, indem die Oberflächen der Keramikfaser mit Kohlenstoff (C) oder Bornitrid (BN) beschichtet werden.
Durch Verwendung der Gleitschicht kann die Bindungsfestigkeit zwischen den Keramikfasern und der Matrix bei einem optimalen Grad gehalten werden, und daher kann die Festigkeit nach einem anfänglichen Reißen zu einem großen Grad beibehalten werden. So ist eine Keramikmatrix mit hoher Zähigkeit erhaltbar.
Das geflochtene Gewebe (Faservorform), das durch Flechten gebildet wird, ist in einem Volumsanteil an Fasern (Vf) von mehr als 10% hinsichtlich des Gesamtvolumens des entsprechenden Verbundmaterials in einer Matrix vorgesehen und zusammengesetzt. Ein zu großes Vf über 40% macht es jedoch schwer, die Matrix gleichmäßig um jeden der Faserbestandteile zu legen, wodurch ein starker Abfall der Festigkeitseigenschaften des entstehenden Verbundmaterials hervorgerufen wird, der sich aus Fehlstellen wie Hohlräumen (Poren) und Ähnlichem ergibt. Demgemäß liegen geeignete Volumsanteile an Fasern im Bereich von 10 bis 40 Volums%, um ausgezeichnete Wirkungen des Verbundmaterials zu erhalten.
Das faserverstärkte, keramische Matrix-Verbundmaterial, in dem ein geflochtenes Gewebe in einer Matrix vorgesehen ist, kann zum Beispiel durch das folgende Verfahren erzeugt werden. Faserbündel, die aus einer Vielzahl an zusammengebündelten Monofilamentbündeln bestehen, werden zu einer Faservorform geflochten, die dann mit einer Matrixausgangsaufschlämmung getränkt wird, um eine Struktur zu bilden, und gefolgt von Sintern, um die Matrix und die Faservorform in eine integrale Struktur zu bringen.
Wenn ein Faserbündel verwendet wird, das aus zusammenengebündelten, organischen Fasern und Keramikfasern besteht, und wenn durch Reaktionssintern eine Matrix gebildet wird, wird die durch das obige Verfahren erhaltene Struktur in einer Atmosphäre jedes geeigneten Inertgases erhitzt, um dadurch die organischen Fasern zu karbonisieren. Die Struktur wird dann mit geschmolzenem Silizium getränkt, nachdem die Silizium- und Kohlenstoffbestandteile dem Reaktionssintern unterworfen werden, wodurch eine Matrix aus Siliziumcarbid (SiC) gebildet wird.
Im faserverstärkten, keramischen Matrix-Verbundmaterial, das wie oben angegeben aufgebaut ist, und im Verfahren seiner Fertigung entsteht die Faservorform (geflochtenes Gewebe) in einem Flechtverfahren und kann daher vor Schaden wie Brechen und Ausfasern der. Keramikfasern geschützt werden und kann leicht auch mit komplizierter Gestalt gebildet werden.
Das geflochtene Gewebe, das in der vorliegenden Erfindung verwendet werden soll, weist eine Flechtstruktur auf und ist wahlweise in seinem Kreuzungswinkel der Garne anpaßbar. So können die Faserbestandteile wirksam in die Richtung gelegt werden, in der die Hauptspannung bestrebt ist, einen Teil zu besetzen. Dementsprechend ist der Teil, der aus dem keramischen Matrix-Verbundmaterial besteht, der dieses geflochtene Gewebe bildet, hoch verläßlich.
Die Kettenfaserbündel und Schußfaserbündel des obigen, geflochtenen Gewebes sind schräg zueinander angeordnet. Auch wenn eine äußere Kraft auf das geflochtene Gewebe ausgeübt wird, können daher alle schrägen Faserbündel einer derartigen äußeren Kraft widerstehen und ermöglichen, daß die Verformung des geflochtenen Gewebes verhindert wird. Das geflochtene Gewebe ist daher gegen Spannung, die während dem Tränken des geflochtenen Gewebes mit einer Matrixausgangsaufschlämmung auftritt, oder gegen etwas Spannung hoch widerstandsfähig, die während dem Sintern der Matrix auftritt. Dies stellt sicher, daß sowohl das geflochtene Gewebe selbst als auch das entstehende Verbundmaterial ihre jeweiligen Gestalten mit hoher Genauigkeit beibehalten.
In einem Fall, in dem ein geflochtenes Gewebe in der Matrix vorliegt, die aus einer reaktionsgesinterten SiC-Keramik besteht, kann der Volumsanteil der Faser des geflochtenen Gewebes im entstehenden Verbundmaterial leicht angepaßt oder kontrolliert werden, wenn die Faserbündel, die aus zusammengebündelten (zusammendoublierten), organischen Fasern und Keramikfasern bestehen, als geflochtene, Gewebe aufbauende Faserbündel verwendet werden.
Die oben angegebenen, organischen Fasern werden vor der Synthese der Matrix durch Hitzebehandlung karbonisiert und weiter für die Synthese einer SiC-Matrix durch Reaktionssintern als Kohlenstoffquelle eingesetzt. In der Folge werden die organischen Fasern, die an den Keramikfasern haften, in eine SiC-Matrix umgewandelt, so daß die Matrix auch um die Keramikfasern ausreichend gebildet wird. Dieses Merkmal gibt den geringsten Anteil, in dem die Keramikfasern einander berühren, oder den geringsten Hohlraum (Pore), in dem die Keramikfasern oder die Matrix fehlen. Es kann daher ein gewünschtes Verbundmaterial mit ausgezeichneten Festigkeitseigenschaften geliefert werden.
Die folgenden Beispiele werden gegeben, um die vorliegende Erfindung weiter zu veranschaulichen.

Bezugsbeispiel 1

Kontinuierliche SiC-Keramikfasern mit 14 um Durchmesser (Handelsname: Hi-Nicalon, hergestellt von Nippon Carbon Co., Ltd.) wurden für ein Verbundmaterial aus Beispiel 1 als Monofilamente hergestellt. Auf der Oberfläche jeder derartigen Faser war mit Hilfe von CVD eine Gleitschicht vorgesehen, die aus Bornitrid (BN) mit einer Dicke von 0,6 um bestand. Um die Gleitschicht wurde durch Beschichten mit Siliziumcarbid (SiC) durch CVD ebenso eine Sperrschicht mit einer Dicke von 0,5 um verteilt.
Als nächstes wurden Polyesterfasern hergestellt, die den gleichen Durchmesser aufwiesen wie jener der obigen SiC- Keramikfasern, die sowohl die Gleitschicht als auch die Sperrschicht tragen. Die Polyesterfasern und SiC-Keramikfasern wurden in einem Zahlenverhältnis von 1 : 1 zusammendoubliert, und es wurde ein Faserbündel hergestellt, das insgesamt etwa 1.000 Fasern enthielt. Das entstehende Faserbündel wurde an einer Flechtmaschine befestigt, die mit 48 Trägern ausgerüstet war. Wie in Fig. 12 gezeigt wird, ließ man das Faserbündel 2c sich um einen hohlen, zylindrischen Kern 3a (Formkern) mit einem äußeren Durchmesser von 100 mm mit einem Kreuzungswinkel von 60 Grad winden. Auf diese Weise wurden viele Faservorformen 1c (geflochtene Gewebe) hergestellt, deren äußerer Durchmesser 110 mm, deren innerer Durchmesser 100 mm und deren Länge 100 mm groß war und die eine 7-lagige Flechtstruktur aufwiesen.
Eine Mischung wurde hergestellt, die aus 70 Gewichts% SiC- Teilchen mit 1 bis 3 um in zentraler Teilchengröße, 10 Gewichts% Kohlenstoffschwarz als Kohlenstoffquelle, 15 Gewichts% wasserlöslichem Phenolharz und 5 Gewichts% Polycarbosilan bestand. Die Mischung wurde zur Herstellung einer Matrixausgangsaufschlämmung in einer Menge von 50 Gewichts% mit 49 Gewichts% Wasser und 1 Gewichts% Tensid gleichmäßig vermischt.
Jedes der oben geflochtenen Gewebe wurde in eine poröse Form aus Harz gelegt, und das geflochtene Gewebe wurde mit Hilfe von Preßgießen unter Druck mit der Matrixaufschläm mung getränkt, wodurch eine Faser enthaltende Keramikstruktur erhalten wurde. Der Volumsanteil an Fasern (Vf) in einem dicht gesinterten Körper aus Verbundmaterial wurde mit 32% festgelegt, wie in Tabelle 1 unten verzeichnet ist.
In der Folge wurde die Fase r enthaltende Keramikstruktur der Form getrocknet und 5 Stunden lang in einer Inertgasatmosphäre (Ar-Gas) auf 1.000ºC erhitzt, um die Polyesterfasern und das Phenolharz zu karbonisieren, die in einer derartigen Struktur der Form enthalten sind, und um das Polycarbosilan zu zersetzen, das ebenso in einer derartigen Struktur enthalten ist. Danach wurde die entstehende Struktur in eine Aluminiumoxidwanne gegeben, die mit Si- Teilchen in einer Menge des 1,2-fachen der Menge an Si gefüllt war, das für die Silizifizierung erforderlich ist, gefolgt von Erhitzen bei 1.450ºC für 5 Stunden in einem Sinterofen, der unter Vakuumbedingungen gehalten wurde, so daß die derartige Struktur reaktionsgesintert wurde, während sie mit geschmolzenem Si getränkt wurde. Eine dichte Matrix wurde synthetisiert, die aus gesintertem SiC bestand, aus der ein keramisches Matrix-Verbundmaterial 10a aus SiC aus Beispiel 1 mit einer zylindrischen Gestalt erhalten wurde, wie in Fig. 13 gezeigt wird.
Wie in Fig. 13 gezeigt wird, weist das Verbundmaterial 10a eine Struktur auf, in der ein geflochtenes Gewebe 1c, das aus kontinuierlichen SiC-Fasern besteht, vollständig innerhalb einer Matrix 8a angeordnet ist, die aus reaktionsgesintertem SiC besteht.
Das so erzeugte, zylindrische Verbundmaterial war mit einer Dichte von 2,8 g/cm³ sehr dicht. Eine scheibenförmige Probe wurde aus diesem Verbundmaterial zur Begutachtung der inneren Struktureinzelheiten ausgeschnitten. Es wurde ermittelt, daß sich um die Keramikfasern dicht und gleichmäßig eine SiC-Matrix gebildet hatte. Es wurde bestimmt, daß die Drei-Punkt-Biegefestigkeit der Probe so hoch wie 280 bis 310 MPa war. Aus diesem Ergebnis wurde entdeckt, daß das Verbundmaterial 1a nicht leicht eine vollständige Bruchverlängerung verursacht, auch wenn es Rissen ausgesetzt war, und ebenso ein metastabiles Bruchverhalten bot, das für Verbundmaterialien gefordert wird.

Bezugsbeispiel 2

Die Vorgangsweise aus Bezugsbeispiel 1 wurde verfolgt mit der Ausnahme, daß die SiC-Keramikfasern und Polyesterfasern in einem Zahlenverhältnis von 1 : 3 zusammendoubliert wurden, und der Volumsanteil an Fasern wurde mit 12% variiert. Als Ergebnis wurde ein keramisches Matrix-Verbundmaterial aus SiC aus Beispiel 2 erhalten.

Bezugsbeispiel 3

Die Vorgangsweise aus Bezugsbeispiel 1 wurde verfolgt mit der Ausnahme, daß ein geflochtenes Gewebe verwendet wurde, dessen kontinuierliche SiC-Keramikfasern und Polyesterfasern in einem Zahlenverhältnis von 1 : 1/3 zusammengebündelt wurden, und der Volumsanteil an Fasern wurde auf 38% festgelegt. Als Ergebnis wurde ein keramisches Matrix-Verbundmaterial aus SiC aus Beispiel 3 erhalten.

Bezugsbeispiel 4

Die Vorgangsweise aus Bezugsbeispiel 1 wurde verfolgt mit der Ausnahme, daß ein Faserbündel verwendet wurde, dessen kontinuierliche SiC-Keramikfasern und Polyesterfasern in einem Zahlenverhältnis von 1 : 6 zusammendoubliert wurden, und der Volumsanteil an Fasern wurde zu so wenig wie 5% geändert. Als Ergebnis wurde ein keramisches Matrix- Verbundmaterial aus SiC aus Vergleichsbeispiel 1 erhalten.

Bezugsbeispiel 5

Die Vorgangsweise aus Bezugsbeispiel 1 wurde verfolgt mit der Ausnahme, daß ein Faserbündel verwendet wurde, dessen kontinuierliche SiC-Keramikfasern und Polyesterfasern in einem Zahlenverhältnis von 1 : 1/6 zusammengebündelt wurden, und der Volumsanteil an Fasern wurde zu so hoch wie 47% geändert. Als Ergebnis wurde ein keramisches Matrix- Verbundmaterial aus SiC aus Vergleichsbeispiel 2 erhalten.

Beispiel 1

Kontinuierliche SiC-Keramikfasern mit 14 um Durchmesser (Handelsname: Hi-Nicalon, gefertigt von Nippon Carbon Co., Ltd.) wurden für ein Verbundmaterial aus Beispiel 4 als Monofilamente hergestellt. Auf der Oberfläche jeder derartigen Faser war mit Hilfe von CVD eine Gleitschicht vorgesehen, die aus Bornitrid (BN) bestand und eine Dicke von 0,6 um aufwies. Ein Faserbündel (Garn) wurde als ein Garn hergestellt, das etwa 500 Fasern enthielt. Das Elastizitätsmodul des Faserbündels wurde mit 270 GPa festgesetzt.
Monofilamente kontinuierlicher Keramikfasern mit 14 um Durchmesser (Handelsname: SCS-9, gefertigt von Textron Inc.) wurden als Mittel-End-Garn hergestellt. Auf der Oberfläche jedes derartigen Monofilaments wurde eine Oberflächen verbessernde Schicht gelegt, die BN enthielt und eine Dicke von 3 um aufwies. Das Elastizitätsmodul des Mittel- End-Garns wurde mit 374 GPa festgesetzt.
Das obige Garn und das Mittel-End-Garn wurden an einer Flechtmaschine befestigt, die mit 48 Trägern ausgerüstet war. Wie in Fig. 12 gesehen wird, ließ man das Garn sich um einen Kern mit einem äußeren Durchmesser von 100 mm winden, während das Mittel-End-Garn zurechtgelegt wurde. Auf diese Weise wurden viele Faservorformen (geflochtene Gewebe) hergestellt, die einen äußeren Durchmesser von 110 mm, einen inneren Durchmesser von 100 mm und eine Länge von 100 mm und eine 7-lagige Flechtstruktur aufwiesen.
Jedes der obigen, geflochtenen Gewebe wurde in eine poröse Form aus Harz gelegt. Danach wurde das geflochtene Gewebe unter Druck mit der Matrixausgangsaufschlämmung getränkt, die in Beispiel 1 mit Hilfe von Preßgießen hergestellt wurde, wodurch eine Gewebe enthaltende Keramikstruktur entstand. Die Menge an Matrixaufschlämmung, mit der getränkt wurde, wurde so festgelegt, daß der Volumsanteil an Fasern (Vf) eines dicht gesinterten Körpers 35% betrug, wie in Tabelle 1 gezeigt wird.
Anschließend wurde die Faser enthaltende Keramikstruktur der Form getrocknet und in einen Aluminiumoxidbehälter gegeben, der mit teilchenförmigem Si in einer Menge des 1,2-fachen der Mange an Si gefüllt war, die zur Silizifizierung erforderlich war, gefolgt von Erhitzen bei 1.450ºC für 5 Stunden in einem Sinterofen, so daß die derartige Struktur reaktionsgesintert wurde, während sie mit geschmolzenem Si getränkt wurde. Als Ergebnis wurde ein keramisches Matrix-Verbundmaterial aus SiC aus Beispiel 4 mit einer zylindrischen Gestalt erhalten, die aus gesintertem SiC bestand.
Das entstehende Verbundmaterial war mit einer Dichte von 2,8 g/cm³ sehr dicht. Eine scheibenförmige Probe wurde für eine sorgfältige Prüfung der inneren Struktur aus diesem Verbundmaterial ausgeschnitten. Eine SiC-Matrix war gleichmäßig und dicht um die Keramikfasern gebildet. Bei Verwendung einer so geschnittenen Probe, daß sich das Mittel-End- Garn parallel zur Richtung befand, entlang derer eine Zugprüfung durchgeführt wurde, wurde bestimmt, daß die Drei- Punkt-Biegefestigkeit so hoch wie 340 bis 410 MPa war. Es wurde bewiesen, daß das Verbundmaterial dieses Beispiels nicht leicht einen vollständigen Bruch mit sich bringt, sogar wenn es Reißen ausgesetzt wurde, und ein metastabiles Reißverhalten bietet, das für Verbundmaterialen erforder lich ist.

Beispiel 2

Die Vorgangsweise aus Beispiel 1 wurde verfolgt mit der Ausnahme, daß ein Faserbündel verwendet wurde, dessen kontinuierliche SiC-Keramikfasern und Polyesterfasern in einem Zahlenverhältnis von 1 : 1 zusammendoubliert wurden, und der Volumsanteil an Fasern wurde mit 18% variiert. Als Ergebnis wurde ein keramisches Matrix-Verbundmaterial aus SiC aus Beispiel 5 erhalten.

Vergleichsbeispiel 1

Die Vorgangsweise aus Beispiel 1 wurde verfolgt mit der Ausnahme, daß ein Faserbündel verwendet wurde, dessen kontinuierliche SiC-Keramikfasern und Polyesterfasern in einem Zahlenverhältnis von 1 : 3 zusammendoubliert wurden, und der Volumsanteil an Fasern wurde auf so wenig wie 6% geändert. Als Ergebnis wurde ein keramisches Matrix- Verbundmaterial aus SiC aus Vergleichsbeispiel 1 erhalten.

Vergleichsbeispiel 2

Das Faserbündel (Garn), das in Beispiel 1 hergestellt wurde und aus kontinuierlichen SiC-Keramikfasern bestand, wurde zur Bildung eines Tuchs in einer Webdichte von 12 Garnen pro einem Zoll einfach verwoben, und dieses Tuch wurde eines auf das andere laminiert zu einer herkömmlichen Faservorform. Die anschließende Bildung einer Matrix geschah unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1, wodurch die Faservorform und die Matrix integral zusammengestellt wurden. Als Ergebnis wurde ein keramisches Matrix- Verbundmaterial aus SiC aus Vergleichsbeispiel 2 erhalten.
Um die Brucheigenschaften der Verbundmaterialien abzuschätzen, die in den Beispielen erzeugt wurden, wurde für Biegeprüfungen aus jedem der Verbundmaterialien eine Probe geschnitten. Die Dichte, Anfangsbruchfestigkeit und Bruchenergie wurden bei Raumtemperatur gemessen (RT: 25ºC). Der Zahlenwert der Bruchenergie wurde aus der Spannungs- Dehnungskurve kalkuliert, wobei die Bruchenergie des Bezugsbeispiels 4 als Bezugsstandard 1 genommen wurde. Vergrößerungen gegenüber dem Bezugsstandard wurden berechnet und als relative Zahlenwerte angegeben. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 verzeichnet. Tabelle 1
Wie aus Tabelle 1 ersichtlich ist, sind aus den Verbundmaterialien, die sich aus der Verwendung eines geflochtenen Gewebes als Faservorform mit einem Volumsanteil an Fasern (Vf) von 12 bis 38% ergeben, eine hohe Anfangsbruchfestigkeit und hohe Bruchenergie, daher verbesserte Verläßlichkeit erzielbar. Hinsichtlich der Beispiele 1 und 2, bei denen ein geflochtenes Gewebe mit Mittel-End-Garn vorgesehen war, ist insbesondere die Festigkeit der Faserstruktur selbst stark erhöht mit dem Ergebnis, daß die Anfangsbruchfestigkeit des Verbundmaterials deutlich verbessert ist.
Im Gegensatz dazu ruft auch mit Verwendung eines geflochtenen Gewebes ein zu geringer Volumsanteil an Fasern, das sind die Verbundmaterialien aus Bezugsbeispiel 4, 5 und aus Vergleichsbeispiel 1 eine geringe Bruchenergie hervor, was zu einem Sprödigkeitsdefekt führt. Bei einem zu großen Volumsanteil an Fasern, das ist das Verbundmaterial aus Beispiel 5, mißlingt die ausreichende Bildung einer Matrix um die Keramikfasern, was eine deutliche Abnahme der Anfangsbruchfestigkeit erkennen läßt. Im Verbundmaterial aus Vergleichsbeispiel 2, in dem ein Laminat aus einfach gewebtem Tuch als Faservorform verwendet wurde, sind die Fasern selbst hinsichtlich der Festigkeit auch mit einem Volumsanteil an Fasern von so hoch wie 30% anisotrop, und daher ist das Verbundmaterial insgesamt in der Bruchbeständigkeit ungenügend. Des weiteren zeigt Vergleichsbeispiel 4 eine häufig gebrochene Faser, wodurch weitere Forschung bei der Tuchverwebung und Ähnlichem nötig wird, um die Produktivität zu verbessern.

Beispiel 3

Kontinuierliche SiC-Keramikfasern mit 14 um Durchmesser (Handelsname: Hi-Nicalon, gefertigt von Nippon Carbon Co., Ltd.) wurden für ein Verbundmaterial aus Beispiel 3 als Monofilamente hergestellt. Auf der Oberfläche jeder derartigen Faser war mit Hilfe von CVD eine Gleitschicht mit einer Dicke von 0,4 um vorgesehen, die aus Bornitrid (BN) bestand. Auf der Gleitschicht wurde des weiteren durch Beschichtung mit Siliziumcarbid (SiC) mit CVD eine Sperrschicht mit 0,4 um Dicke verteilt.
Ein Faserbündel (Garn) wurde hergestellt, das etwa 500 Fasern enthielt, wobei jedes eine Gleit- und eine Sperrschicht aufwies. Durch Verwendung des entstehenden Faserbündels wurde ein schlauchförmiger Zopf gebildet, der aus 24 Garnen und 12 Mittel-End-Garnen bestand. Der schlauchförmige Zopf wurde zu einer abgeflachten Gestalt gepreßt, um dadurch ein Gewebeelement herzustellen. Dieses Gewebeelement wurde als ein Garn um einen Kern (Formkern) mit 100 mm äußerem Durchmesser und 100 mm Länge geflochten, wodurch ein geflochtenes Gewebe mit erhöhter Dicke geliefert wurde. Dieses geflochtene Gewebe wies 24 Garne auf (ohne die Mittel-End-Garne). In der Folge wurde eine Faservorform mit einem äußeren Durchmesser von 110 mm, einem inneren Durchmesser von 100 mm und einer Dicke von 5 mm hergestellt, indem das obige, geflochtene Gewebe zu einer dreilagigen Form laminiert wurde.
Eine Mischung wurde hergestellt, die aus 70 Gewichts% teilchenförmigem SiC mit 1 bis 3 um zentraler Teilchengröße und 30 Gewichts% Kohlenstoffschwarz als einer Kohlenstoffquelle bestand. Die Mischung wurde zur Herstellung einer Matrixausgangsaufschlämmung in einer Menge von 50 Gewichts% mit 47 GewiChts% reinem Wasser und 3 Gewichts% Tensid gleichmäßig vermischt.
Die obige Faservorform wurde in eine poröse Form aus Harz gelegt. Die Faservorform wurde unter Druck durch Preßgießen mit der Matrixaufschlämmung getränkt, wodurch eine Faser enthaltende Keramikstruktur geliefert wurde. Der Volumsanteil an Fasern (Vf) in einem dicht gesinterten Körper wurde mit 27% festgelegt, wie in Tabelle 2 unten gezeigt wird.
Die Faser enthaltende Keramikstruktur wurde getrocknet und in einen Aluminiumoxidbehälter gelegt, der mit teilchenförmigem Si in einer Menge des 1,2-fachen der Menge an Si gefüllt war, die für die Silizifizierung erforderlich ist, gefolgt von Erhitzen bei 1,430ºC für 5 Stunden in einem Sinterofen, der unter Vakuumbedingungen gehalten wurde, so daß die derartige Struktur reaktionsgesintert wurde, während sie mit geschmolzenem Si getränkt wurde. Eine dichte Matrix wurde synthetisiert, die aus dicht gesintertem SiC bestand. So wurde ein keramisches Matrix-Verbundmaterial aus SiC aus Beispiel 3 erhalten.
Das entstehende Verbundmaterial aus Beispiel 3 weist eine Struktur auf, in der eine Faservorform, die aus kontinuierlichen SiC-Keramikfasern gebildet wurde, integral in einer Matrix angeordnet wurde, die aus reaktionsgesintertem SiC bestand.
Das zylindrische Verbundmaterial aus diesem Beispiel wies eine hohe Dichte von 3,0 g/cm³ auf. Eine Untersuchung der inneren Struktur einer Probe wurde durchgeführt, die aus dem Verbundmaterial ausgeschnitten wurde. Eine SiC-Matrix war gleichmäßig und dicht um die Keramikfasern geformt. Es wurde bestimmt, daß die Drei-Punkt-Biegefestigkeit der Probe so hoch wie 190 bis 430 MPa war. Es wurde entdeckt, daß das Verbundmaterial hier nicht leicht vollständigen Bruch verursacht, sogar wenn Reißen auftritt, und es ein metastabiles Reißverhalten aufweist, daß für Verbundmaterialien erforderlich ist.

Beispiel 4

Kontinuierliche SiC-Keramikfasern mit 14 um Durchmesser (Handelsname: Hi-Nicalon, gefertigt von Nippon Carbon Co., Ltd.) wurden als Monofilamente hergestellt. Eine 0,4 um dicke Gleitschicht, die aus Bornitrid (BN) bestand, wurde mit Hilfe von CVD auf jeder derartigen Faser abgelegt.
Unter Verwendung so behandelter Fasern wurde ein Faserbündel (Garn) hergestellt, in dem etwa 500 Fasern zusammengebündelt waren. Durch Verwendung eines derartigen Faserbündels wurde ein schlauchförmiger Zopf gebildet, der aus 6 Garnen und 24 Mittel-End-Garnen bestand. Dieser schlauchförmige Zopf wurde zu einer abgeflachten Gestalt gepreßt, um dadurch ein Gewebeelement herzustellen. Danach wurde das Gewebeelement als ein Garn um einen Kern (Formkern) mit 100 mm äußerem Durchmesser und 100 mm Länge geflochten. Ein geflochtenes Gewebe mit erhöhter Dicke wurde geliefert, das aus 24 Garnen bestand (ohne die Mittel-End-Garne). Dieses dick geflochtene Gewebe wurde in dreilagiger Form zu einer Faservorform mit einem äußeren Durchmesser von 110 mm, einem inneren Durchmesser von 100 mm und einer Dicke von 5 mm laminiert.
Die so erhaltene Faservorform wurde in eine poröse Form aus Harz gelegt. Die Faservorform wurde durch Preßgießen unter Druck mit der Matrixaufschlämmung getränkt, die in Beispiel 3 hergestellt wurde, wodurch eine Faser enthaltende Keramikstruktur geliefert wurde. Der Volumsanteil an Fasern (Vf) in einem dicht gesinterten Körper wurde mit 27% festgelegt, wie in Tabelle 2 unten gezeigt wird.
Danach wurde die obige Struktur getrocknet und in einen Aluminiumoxidbehälter gelegt, der mit teilchenförmigem Si in einer Menge des 1,2-fachen der Menge an Si gefüllt war, die für die Silizifizierung erforderlich war, gefolgt von Erhitzen bei 1,430ºC für 5 Stunden in einem Sinterofen, der unter Vakuumbedingungen gehalten wurde. Während dieser Hitzebehandlung wurde ein Reaktionssintern der Struktur durchgeführt, während sie mit geschmolzenem SiC getränkt wurde. Eine dichte Matrix wurde synthetisiert, die aus gesintertem SiC bestand. Als Ergebnis wurde das keramische Matrix-Verbundmaterial aus SiC aus Beispiel 4 erhalten.
Das entstehende Verbundmaterial aus Beispiel 3 weist eine Struktur auf, in der eine Faservorform, die aus kontinuierlichen SiC-Keramikfasern besteht, integral in einer Matrix angeordnet wurde, die aus reaktionsgesintertem SiC bestand.
Das zylindrische Verbundmaterial aus diesem Beispiel zeigte eine Dichte von so hoch wie 3,0 g/cm³. Es wurde eine Untersuchung der inneren Struktur einer Probe durchgeführt, die aus dem Verbundmaterial ausgeschnitten wurde. Eine SiC- Matrix war gleichmäßig und dicht um die Keramikfasern geformt. Es wurde bestimmt, daß die Drei-Punkt-Biegefestigkeit der Probe hoch war, etwa 200 bis 460 MPa. Aus diesen Ergebnissen wurde bestätigt, daß das Verbundmaterial hier nicht leicht vollständigen Bruch verursacht, sogar wenn Reißen auftritt, und ein metastabiles Reißverhalten sichergestellt ist, das für Verbundmaterialien erforderlich ist.

Vergleichsbeispiel 3

Kontinuierliche SiC-Keramikfasern wurden hergestellt, die ähnlich waren wie jene aus Beispiel 3, und wurden so durch CVD behandelt, daß sie eine 0,4 um dicke Gleitschicht aufwiesen, die aus Bornitrid (BN) bestand. Durch die Verwendung von etwa 500 Fasern, die zusammengebündelt wurden und zu einem herkömmlichen einfachen Struktur verwebt waren, wurde ein Faserbündel (Garn) hergestellt, um dadurch ein einfaches Webstück zu bilden, das dann in Stücke mit streifenähnlicher Gestalt geschnitten wurde.
Das streifenähnliche, einfache Webstück ließ man sich in 12-lagiger Form um einen Kern (Formkern) mit einem äußeren Durchmesser von 110 mm und einer Länge von 100 mm winden. Eine zylindrische Faservorform mit einem äußeren Durchmesser von 110 mm, einem inneren Durchmesser von 100 mm und 5 mm Dicke wurde geliefert.
Die entstehende Faservorform wurde wie in Beispiel 3 behan delt. Eine derartige Vorform wurde nämlich unter Druck mit einer Matrixaufschlämmung getränkt zur Bildung einer Struktur, die dann während dem Tränken mit geschmolzenem Si getrocknet und reaktionsgesintert wurde. Als Ergebnis wurde ein keramisches Matrix-Verbundmaterial aus SiC aus Vergleichsbeispiel 3 erhalten.
Aus den Verbundmaterialien der Beispiele 3 und 4 und des Vergleichsbeispiels 3 wurden Proben ausgeschnitten. Die Dichte, die Anfangsbruchfestigkeit und Endfestigkeit wurden bei Raumtemperatur (25ºC) in einer Drei-Punkt-Biegeprüfung geprüft. Zusätzlich wurden die Bruchenergie und die interlaminare Scherfestigkeit gemäß der Kraft-Durchbiegungskurve gemessen, die aus der Drei-Punkt-Biegeprüfung erhalten wurde. Die Ergebnisse werden in Tabelle 2 gezeigt. Tabelle 2
Wie aus Tabelle 2 klar wird, sind die Verbundmaterialien aus Beispiel 6 und 7, die unter Verwendung einer Faservorform hergestellt wurden, die durch weiteres Flechten eines geflochtenen Gewebeelementes ableitbar ist, in der Anfangsbruchfestigkeit und ebenso im Widerstand gegen Bruchverlängerung größer und weisen im Vergleich mit dem Verbundmaterial aus Vergleichsbeispiel 5, in dem eine Faservorform mit herkömmlicher, einfacher Webart eingesetzt wird, mehr als die zweifache Bruchenergie auf.
Darüberhinaus zeigen die Verbundmaterialien der Beispiele 6 und 7 eine mehr als dreifache Steigerung der interlaminaren Scherfestigkeit und mehr als doppelte Steigerung der Endfestigkeit, so daß ausgezeichnete Festigkeitseigenschaften und eine ausreichende Zähigkeit geboten wird.
Die obigen Beispiele veranschaulichen eine reaktionsgesinterte SiC-Matrix als eine Keramikmatrix. Ähnliche überragende Ergebnisse sind im Fall von jedem von Si&sub3;N&sub4;, Si-Al-O- N, AlN, Al&sub2;O&sub3;, ZrO&sub2;, SiO&sub2;, Mullit und Spinell erzielbar.
Wie hier oben im faserverstärkten, keramischen Matrix- Verbundmaterial und im Verfahren seiner Fertigung gemäß der vorliegenden Erfindung beschrieben und gezeigt wurde, wird die Verwendung einer Flechtweise durch Bildung einer Faservorform (geflochtene Faser) betrachtet, und ist daher frei von Schaden wie Bruch und Ausfasern von Keramikfasern und ermöglicht die leichte Bildung einer Faservorform sogar mit komplizierter Gestalt oder kompliziertem Profil.
Geflochtene Gewebe zur Verwendung in der Erfindung weisen eine Flechtstruktur auf und sind daher hinsichtlich der Kreuzungswinkel der Garne selektiv anpaßbar, das es ermöglicht, Fasern auf jenen Teilen eines Teils effizient zu verteilen, die Spannungen unterworfen werden. So weisen Verbundmaterialien, die geflochtene Gewebe gemäß der Erfindung verwenden, eine hohe Verläßlichkeit auf.
Bei der Bildung des obigen, geflochtenen Gewebes werden Ketten- und Schußfaserbündel in schräger Beziehung zueinander angeordnet. Sogar wenn eine äußere Kraft auf das geflochtene Gewebe ausgeübt wird, wirken alle diese schrägen Fasern so, daß sie jener Kraft widerstehen, wodurch verhindert wird, daß ein derartig geflochtenes Gewebe verformt wird. Das geflochtene Gewebe ist daher hoch widerstandsfähig gegen die Neigung zur Spannung, die während dem Tränken mit einer Matrixaufschlämmung auftritt, oder gegen die Neigung zur Schrumpfspannung, die während dem Sintern der Matrix auftritt. Das führt zu verbesserter Formbeständigkeit des Gewebes selbst und des entstehenden Verbundmaterials.
Bei der Anordnung des geflochtenen Gewebes mit einer Matrix, die aus reaktionsgesintertem Siliziumcarbid besteht, werden eine Vielzahl an organischen Fasern und Keramikfasern (zusammendoubliert) als ein geflochtenes, Faser aufbauendes Faserbündel verwendet. Der Volumsanteil an Fasern eines geflochtenen Gewebes im Verbundmaterial ist daher leicht kontrollierbar oder anpaßbar.
Die oben verwendeten, organischen Fasern werden vor der Synthese der Matrix durch Hitzebehandlung karbonisiert, können aber als eine Kohlenstoffquelle zur Synthese einer SiC-Matrix durch Reaktionssintern verwendet werden. Da die organischen Fasern, die an den Keramikfasern anhafteten, in eine SiC-Matrix umgewandelt wurden, wird die Matrix in der Folge ausreichend um die Keramikfasern gebildet. Das verringert die Anteile, in denen die Keramikfasern einander innig berühren, was stark zur Herstellung von Verbundmaterialien mit verbesserten Eigenschaften beiträgt.

Claims

1. Faserverstärktes keramisches Matrix-Verbundmaterial mit einer keramischen Matrix und einer Faser-Vorform, die in die Matrix integral eingebaut ist, wobei die Faser-Vorform ein durch Flechten eines Garns erhältliches, geflochtenes Gewebe aufweist und das Garn aus mehreren Faserbündeln zusammengesetzt ist, die aus mehreren zusammengebündelten Monofilamenten gebildet sind, wobei das geflochtene Gewebe in einem Faservolumenanteil (Vf) von 10 bis 40 Vol.-%, bezogen auf das Gesamtvolumen des keramischen Matrix-Verbundmaterials, vorliegt und Mittel-End-Garne enthält, die an einem biegefreien Teil angeordnet sind, wo die Faserbündel sich gegenseitig überschneiden.

2. Faserverstärktes keramisches Matrix-Verbundmaterial nach Anspruch 1, bei dem die Faserbündel schräg zueinander angeordnet sind.

3. Faserverstärktes keramisches Matrix-Verbundmaterial nach einem vorhergehenden Anspruch, bei dem die keramische Matrix eine Siliziumcarbid-Keramik aufweist, die durch Reaktionssinterung gebildet wurde.

4. Faserverstärktes keramisches Matrix-Verbundmaterial nach einem vorhergehenden Anspruch, bei dem das Mittel-End-Garn einen größeren Young-Modul als das genannte Garn hat.

5. Faserverstärktes keramisches Matrix-Verbundmaterial nach einem vorhergehenden Anspruch, bei dem das Mittel-End-Garn einen größeren Durchmesser als das genannte Garn hat.

6. Faserverstärktes keramisches Matrix-Verbundmaterial nach einem vorhergehenden Anspruch, bei dem die genannte Faser-Vorform mehrere durch Flechten des Garns erhältliche Gewebeelemente umfaßt, die durch einen der Arbeitsgänge Flechten, Nähen, dreidimensionales orthogonales Weben, einfaches Weben und Köperweben gebildet sind.

7. Faserverstärktes keramisches Matrix-Verbundmaterial nach Anspruch 6, bei dem das Gewebeelement die Form eines flachen Geflechts in streifenförmiger Gestalt hat.

8. Faserverstärktes keramisches Matrix-Verbundmaterial nach Anspruch 6, bei dem das Gewebeelement die Form eines schlauchförmigen Geflechts in flachgelegter Form hat.

9. Faserverstärktes keramisches Matrix-Verbundmaterial nach einem vorhergehenden Anspruch, bei dem jedes Monofilament mit einer Gleitschicht versehen ist, die Kohlenstoff (C) und/oder Bornitrid (BN) aufweist und eine Dicke von 0,1 bis 5 um hat.

10. Faserverstärktes keramisches Matrix-Verbundmaterial nach Anspruch 9, bei dem jedes Monofilament über der genannten Gleitschicht mit einer Sperrschicht versehen ist, die wenigstens eine von den Substanzen Siliziumcarbid (SiC), Molybdän (Mo) und Molybdänsilizid (MoSi&sub2;) aufweist.

11, Verfahren zur Herstellung eines faserverstärkten keramischen Matrix-Verbundmaterials, bei dem man

ein Faserbündel unter Bildung einer Faser-Vorform gegebener Gestalt flechtet, wobei das Faserbündel aus mehreren zusammengebündelten Monofilamenten gebildet ist und die Faser-Vorform aus einem geflochtenen Gewebe unter Einschluß von Mittel-End-Garnen besteht, die an einem biegefreien Teil angeordnet sind, wo die Faserbündel sich gegenseitig überschneiden,

die genannte Faser-Vorform mit einer Ausgangsmatrix-Aufschlämmung tränkt, um eine Struktur zu schaffen, und

anschließend die genannte Struktur sintert.

12. Verfahren zur Herstellung eines faserverstärkten keramischen Matrix-Verbundmaterials mit den Stufen des

Flechtens eines Faserbündels, um mehrere Gewebeelemente zu bilden, wobei das Faserbündel aus mehreren zusammengebündelten Monofilamenten gebildet wird und die genannten Gewebeelemente aus einem geflochtenen Gewebe unter Einschluß von Mittel-End-Garnen bestehen, die an einem biegefreien Teil angeordnet sind, wo die Faserbündel sich gegenseitig überschneiden,

Webens der Gewebeelemente unter Bildung einer Faser-Vorform gegebener Gestalt, wobei die Faser-Vorform durch Flechten, Nähen, dreidimensionales orthogonales Weben, einfaches Weben oder Satinweben gebildet wird,

Tränkens der Faser-Vorform mit einer Ausgangsmatrix-Aufschlämmung, um eine Struktur zu schaffen, und

anschließenden Sinterns der genannten Struktur.

13. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, bei dem man ein Bündel organischer Fasern und keramischer Fasern als Faserbündel einsetzt, die entstandene Struktur erhitzt, vorzugsweise in einer Inertgasatmosphäre, um die organischen Fasern zu verkohlen, die genannte Struktur mit geschmolzenem Silizium tränkt und die Silizium- und Kohlenstoffkomponente reaktionssintert, um so eine Siliziumcarbid- Matrix zu bilden.

14. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 13, bei dem die Faser-Vorform in einem Faservolumenanteil (Vf) von 10 bis 40 Vol.-% vorliegt, bezogen auf das Gesamtvolumen des keramischen Matrix- Verbundmaterials.