用于制作制动系统部件的预成型件的制作方法

用于制作制动系统部件的预成型件形成了本发明的主题，该预成型件由通过预浸料的成型和热解而获得的纤维增强陶瓷复合材料构成。

根据本发明的预成型件在下述部件的生产中有特别的应用，所述部件被设计为在提高的温度(高于400℃)处操作，诸如例如是盘式制动器的部件(如制动带、钟形件(bell)、制动钳)或发动机的零件。特别地，根据本发明的预成型件被设计为经历致密化过程，以用于制作特别是盘式制动器的部件或发动机的零件。

背景技术：

众所周知，用术语讲，用聚合物粘合剂组合物预浸渍的纤维增强复合材料被简称为“预浸料”。

预浸料由纤维通常是碳纤维和/或玻璃纤维和/或陶瓷纤维构成，纤维被布置以形成织造或非织造织物，并且用热固性或热塑性聚合物组合物进行浸渍。在任何成型过程中，对纤维进行浸渍的聚合物组合物形成使纤维彼此固定的粘合基质。

借助于在比材料的典型玻璃化转变温度高的温度处的加热来加工热塑性基质。这允许聚合物链以可逆过程在彼此上移动和滑动，直到温度回到玻璃化转变温度(tg)以下。

在热固性基质的情况下，在相邻的链(交联或固化)之间创建一定量的化学键之前进行加工，相邻的链之间创建一定量的化学键使得其防止相邻的链的相对运动，导致聚合物以不可逆过程硬化。

在预浸料的生产中，所使用的热固性聚合物组合物基于有机树脂，通常是环氧树脂或酚醛树脂或乙烯基酯基树脂或氰酸酯基树脂。为了这些目的，在这些树脂族中，使用具有这种流变特征(特别是粘度)的树脂，以允许在浸渍阶段期间获得纤维与树脂之间的期望的整合/浸渍水平。

在预浸料的生产中，所使用的热塑性聚合物粘合剂组合物是例如聚醚醚酮(peek)、聚醚酰亚胺(pei)和聚对苯硫醚(pps)。

在预浸料的生产期间，热固性聚合物基质不交联或仅部分交联，以便使预浸料可操纵但仍可加工。为此目的，保持预浸料处于低温以防止交联完成。

可操作地，预浸料的生产过程包括浸渍步骤，其中，纤维布置在平坦表面上并且以这样的构造用聚合物组合物进行浸渍。在现有技术中，在这样的步骤期间，取决于所使用的聚合物组合物，在变化的温度下可能发生热固性聚合物组合物的部分交联。然后材料在室温处被冷却。因此，可以得到呈平坦可加工的片材形式的预浸料，然后可以对其进行加工以获得具有极其复杂的形状的部件，例如，以用于成层(stratification，分层)或轧制以及随后的成形操作。

即使在部分交联之后，有机树脂也赋予预浸料最佳的机械耐受性(resistance，阻力、抵抗力)特征。

然而，用有机树脂制作的预浸料存在一系列限制，这些限制制约了从上述预浸料获得的材料的特征，或者使得它们不能用于某些应用。

例如，在热解之后，有机树脂形成碳质残留物，在环氧树脂的情况下，该碳质残留物还极其受限于并且不足以确保复合物具有良好的稠度。这样的碳质残留物也不适合于氧化环境中高温处的应用，并且其硬度不足以确保良好的耐磨性。

例如，热解后环氧树脂的低产量使得环氧树脂基预浸料不适合于创建用于致密化过程的预成型件。

特别地，传统的有机树脂基预浸料可以显示出以下限制：

-树脂完全交联之后获得的复合物的低操作温度；尽管具有优异的机械耐受性特征，但这样的复合物可能不太可能在氧化性环境中在200℃以上工作；

-对由机械摩擦引起的磨损的低耐受性，这是由于所获得的复合物中存在碳质基质引起的；

-热解后不可能生成无机非晶形结构和/或晶体结构；

-复合物的低热导率，这使其不适合于需要提高的散热能力的应用，诸如，例如，盘式制动器部件的生产。

因此，需要生产由成型和热解后的预浸料获得的具有无机非晶形结构和/或晶体结构的纤维增强陶瓷复合材料，该无机非晶形结构和/或晶体结构使得它们使因此获得的复合材料：

-特征在于提高的热导率；

-适合于生产用于致密化过程的预成型件；

-特征在于较大的硬度，以便确保增加的耐磨性。

迄今为止，这样的需求尚未得到满足，这是由于下述事实：替代性树脂诸如例如预陶瓷硅有机树脂(硅氧烷树脂、硅氮烷树脂等)潜在地能够满足前述技术要求，但是具有这样的流变特征，使得上述替代性树脂不适合于使用标准预浸料生产制作技术来浸渍纤维质(mass，块、团)。

技术实现要素：

因此，本发明的目的是消除或至少减少与现有技术有关的前述问题，提供用于制作制动系统部件的预成型件，该预成型件由从成型和热解后的预浸料获得的具有无机非晶形结构和/或晶体结构的纤维增强陶瓷复合材料构成，该无机非晶形结构和/或晶体结构使得预成型件适合于制作被设计为在提高的温度处操作的部件。

特别地，本发明的目的是提供用于制作制动系统部件的预成型件，该预成型件由从成型和热解后的预浸料获得的具有无机非晶形结构和/或晶体结构的纤维增强陶瓷复合材料构成，该无机非晶形结构和/或晶体结构使得纤维增强陶瓷复合材料适合于制作用于致密化过程的预成型件，并且纤维增强陶瓷复合材料具有提高的热导率和较大的硬度，以便确保增加的耐磨性。

附图说明

从所附权利要求的内容中可以清楚地看到本发明的技术特征，并且根据下面参照所附附图做出的表示本发明的仅通过非限制性实施例例示的一个或多个实施方式的详细描述，本发明的优点将变得更加明显，附图中：

-图1示出了取决于纤维增强复合材料的模制压力的密度的趋势图，该纤维增强复合材料通过预浸料的热成型(借助于压缩模制)获得，并且由该纤维增强复合材料通过热解获得纤维增强陶瓷复合材料。

具体实施方式

本发明涉及用于制作制动系统部件的预成型件，该预成型件由通过预浸料的成型和热解获得的纤维增强陶瓷复合材料构成。

通常，“纤维增强陶瓷复合材料”是指下述材料，所述材料具有陶瓷基质或部分陶瓷的基质，该陶瓷基质或局部陶瓷的基质在内部布置有增强纤维。

术语“陶瓷基质”是指由属于预陶瓷树脂族的硅氧烷和/或倍半硅氧烷树脂的热解获得的基质。基质的部分或完全陶瓷化可以通过调节热解温度来获得。低温(400至900℃)处的热解处理允许获得部分热解的热解残留物，但仍富含有机结构。较高温度处的热解引起热解残留物的完全陶瓷化，这可以形成无机非晶形结构或晶体结构(后者处于超过约1300℃的热解温度)。

陶瓷基质或部分陶瓷的基质的构成取决于用于制作该材料的陶瓷前体的类型。

如以下描述中所述，在特定情况下，所使用的陶瓷前体是聚硅氧烷或聚倍半硅氧烷。陶瓷基质或部分陶瓷的基质包括碳氧化硅(sioc)和/或碳化硅(sic)。特别地，碳氧化硅(sioc)可以形成由不同长度的si-o-c链构成的非晶形结构。

根据本发明，预浸料——从其通过成型和热解获得构成预成型件的纤维增强陶瓷复合材料——包括纤维质，该纤维质用基于选自由硅氧烷树脂和倍半硅氧烷树脂组成的组中的一种或多种树脂的聚合物粘合剂组合物进行浸渍。

“基于……”的表述是指选自由硅氧烷树脂和倍半硅氧烷树脂组成的组的树脂按重量计占聚合物粘合剂组合物的至少70％。

可选地，前述聚合物粘合剂组合物可以包括有机树脂，优选为环氧树脂、酚醛树脂和/或乙烯基酯基树脂或氰酸酯基树脂。但是，有机树脂，如果存在的话，则按重量计占聚合物粘合剂组合物不超过30％。

优选地，前述聚合物粘合剂组合物包括仅选自由硅氧烷树脂和倍半硅氧烷树脂组成的组的树脂，并且不包括有机树脂。

硅氧烷树脂是包括聚硅氧烷或基于聚硅氧烷的聚合物树脂，而硅氧烷树脂是包括聚倍半硅氧烷或基于聚倍半硅氧烷的聚合物树脂。

众所周知，聚硅氧烷和聚倍半硅氧烷是特征在于主链中存在硅-氧键的化合物。聚硅氧烷具有以下基本结构

而聚倍半硅氧烷具有以下基本结构

根据本发明，浸渍前述预浸料的纤维质所用的聚合物粘合剂组合物在从50℃至70℃的温度处表现为具有从55000至10000mpa·s的粘度的液体。

这样的流变特征使得前述聚合物粘合剂组合物适于在制作预浸料的过程中浸渍纤维质，克服了迄今为止阻止在预浸料的生产中使用硅氧烷树脂和/或倍半硅氧烷树脂的限制。

根据本发明的纤维增强陶瓷复合材料包括陶瓷基质或部分陶瓷的基质，该陶瓷基质或部分陶瓷的基质在纤维质的空隙中发展自身并且包括碳化硅和由si-o-c链构成的非晶形结构。碳化硅和si-o-c链通过热解过程在聚硅氧烷和/或在聚倍半硅氧烷上生成。根据本发明的经热解且纤维增强陶瓷复合材料具有通过热解在预浸料的聚合物粘合剂组合物上生成的孔隙。

在说明书的以下部分中，为了简单起见，将使用术语“陶瓷基质”代替术语“陶瓷基质或部分陶瓷的基质”。

因此，根据本发明使用的预浸料与传统的预浸料的不同支出在于，其不是用或至少不是唯一地用有机树脂(特别是酚醛树脂或环氧树脂，或乙烯基酯基树脂或氰酸酯基树脂)浸渍的，而是用基于选自由硅氧烷树脂和倍半硅氧烷树脂组成的组中的一种或多种树脂的聚合物粘合剂组合物浸渍的。

硅氧烷树脂和倍半硅氧烷树脂相对于通常用于制作预浸料特别是基于碳纤维或陶瓷或玻璃纤维的预浸料的有机树脂(主要是环氧树脂)具有不同的特征。

首先，硅氧烷和倍半硅氧烷树脂由于其在氧化环境和惰性气氛中的减少的重量损失而显示出较大的温度稳定性。

硅氧烷和倍半硅氧烷树脂的第二个特别的特征是在从400至900℃的温度处的热解后形成由si-o-c链构成的非晶形结构的能力。可以借助于在约1300至1500℃的较高温度处的热处理使这样的结构结晶。以此方式，可以从树脂开始形成碳化硅，碳化硅是具有技术上感兴趣的特性的复合物，该技术上感兴趣的特性诸如：非常高的硬度、高弹性模量、高熔化温度和热稳定性、高热导率。

相反，在热解之后，有机树脂形成碳质残留物，在环氧树脂的情况下，该碳质残留物还极其受限于并且不足以确保复合物具有良好的稠度。这样的碳质残留物也不适合于在氧化环境中高温处的应用，并且其硬度不足以确保良好的耐磨性。

由于这个原因，如前所述，优选地，根据本发明，聚合物粘合剂组合物不包含有机树脂。在任何情况下，有机树脂的含量按重量计都不超过聚合物粘合剂组合物的30％，以便限制由于有机树脂的存在而产生的负面影响。

鉴于热解之后减少的重量损失和形成碳化硅的可能性，硅氧烷或倍半硅氧烷树脂适合于制作待致密化的预成型件。术语致密化是指过程诸如：聚合物浸渍和热解(pip)或液体硅浸渗(lsi)。

如将进一步描述的，由根据本发明的预浸料在成型和热解以及可选地致密化之后获得的纤维增强陶瓷复合材料展示出的特征为：

-中等的机械特征(达约300至350mpa的断裂应力，该值受到包括纤维及致密化的类型和水平在内的许多因素的影响)；

-热导率(>1w/(m·°k))；

-对由摩擦引起的磨损的良好耐受性；

-达1000℃的操作温度，但取决于致密化过程是可变的。

以这样的方式获得的复合物可能感兴趣的应用包括盘式制动器的部件(诸如制动带、钟形件、制动钳体)或发动机的零件。

如果使用pip技术使预成型件经历致密化过程，则上述优点是明显的。实际上，使用含硅树脂是直接在预成型件中在基质中生成碳化硅的唯一方式。这在预成型件是由唯一地基于有机树脂的预浸料产生的情况下无论如何都是不可能的。该方面允许使用pip技术制作下述复合物，所述复合物与通过将相同技术应用于唯一地由有机树脂获得碳质预成型件而获得的复合物相比在基质中具有含量显著较高的碳化硅。

相反，在使用lsi技术进行致密化的情况下，这些优点不太明显。实际上，应该注意的是，硅的浸渗允许在基质中形成大量碳化硅，也从有机基预浸料(诸如，例如，酚醛预浸料)开始。

有利地，可以通过以下用于除了所使用的聚合物粘合剂组合物的类型之外的传统预浸料的生产过程来制作，由该预浸料通过成型和热解获得构成根据本发明的预成型件的纤维增强陶瓷复合材料。

更具体地，特别地，用于生产前述预浸料的过程包括以下操作步骤：

-以层状形式布置纤维质；

-浸渍步骤，特别是在60°至100℃的温度处，在该步骤期间，进行用聚合物粘合剂组合物浸渍纤维质，并最终使聚合物粘合剂组合物自身部分交联；以及

-在室温处冷却由此获得的材料。

特别地，可以通过将聚合物组合物预先沉积在转移支撑物(例如纸)上来获得聚合物粘合剂组合物对纤维质的施加。转移支撑物的存在有助于聚合物粘合剂组合物在纤维质上的沉积。聚合物组合物在转移支撑物上的沉积是在聚合物粘合剂组合物的所谓膜浇铸步骤中进行的。

替代性地，可以将聚合物粘合剂组合物直接施加到纤维质。

在由此获得的预浸料中，与传统的预浸料一样，聚合物粘合剂组合物形成填充纤维质的空隙的不交联或仅部分交联(或硬化)的粘合基质。以此方式，预浸料一方面是可操纵的，且另一方面是柔性的。实际上，预浸料中聚合物粘合剂组合物的固化会引起其变硬以及随之发生的可加工性特征的损失。

特别地，由此获得的预浸料可以被制作为呈平坦可加工的片材形式，然后对其进行加工以获得具有极其复杂的形状的部件，例如，以用于成层或轧制以及随后的成形操作。然后使这样的部件经历进一步的处理(完全交联、热解、致密化)，以获得具有特别特征的最后产物。

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根据优选的实施方式，陶瓷基质按重量计占纤维增强陶瓷复合材料的15％至70％，而纤维质按重量计占这样的材料的30％至85％。

纤维和陶瓷基质的含量可以根据意图在根据本发明的纤维增强复合材料中获得的特征而变化。

具有高纤维含量的材料更适合于需要高机械特征的应用。相反，百分比增加的陶瓷基质可以更适合于需要较高的操作温度或较高的对机械磨损的耐受性的应用。

特别地，纤维质可以由选自由碳纤维、玻璃纤维、陶瓷纤维或其混合物组成的组的纤维构成。特别地，碳纤维是来自聚丙烯腈(pan)的碳纤维和/或来自沥青的碳纤维，而玻璃纤维或陶瓷纤维由氧化铝、氧化锆或碳化硅构成。

根据优选的实施方式，纤维质仅由碳纤维、pan或沥青构成。

优选地，纤维质由连续的纤维构成，该连续的纤维形成一层或多层织造或非织造织物。

替代性地，纤维质可以由分散在固态粘合聚合物基质中的短切纤维构成。

有利地，前述陶瓷基质可以包括呈粉末形式的导热惰性填料，该导热惰性填料优选地选自由氮化硼或高结晶度石墨或金属或上述的组合组成的组。

优选地，前述导热惰性填料按体积计占预浸渍的纤维增强陶瓷复合材料的10％至30％。

如果纤维增强陶瓷复合材料意图用于其中提高的热导率是必要的应用，例如盘式制动器的部件(诸如制动带、钟形件、制动钳体)或发动机的零件，则在陶瓷基质中存在导热惰性填料是特别有利的。

根据优选的实施方式，浸渍预浸料所用的前述聚合物粘合剂组合物包括下述的混合物：

-选自由在室温处为固态且熔点范围从40℃至90℃的硅氧烷树脂和倍半硅氧烷树脂组成的组中的至少一种树脂；以及

-选自由在室温处为液态且在室温处的粘度范围从1mpa·s至5000mpa·s的硅氧烷树脂和倍半硅氧烷树脂组成的组中的至少一种树脂。

通常，对在室温处为固态的树脂与在室温处为液态的树脂之间的重量比进行选择，使得从这两种树脂的混合物获得的聚合物粘合剂组合物在从50℃至70℃的温度处表现为具有从55,000至10,000mpa·s的粘度的液体。

优选地，在室温处为固态的树脂与在室温处为液态的树脂之间的重量比为从100/30至100/50。

有利地，前述聚合物粘合剂组合物可以完全由前述在室温处为固态的树脂和在室温处为液态的树脂的混合物构成。

优选地，在室温处为固态的树脂选自由苯基硅氧烷树脂、甲基硅氧烷树脂、苯基甲基倍半硅氧烷树脂、甲基倍半硅氧烷树脂组成的组，并且所述在室温处为液态的树脂选自由甲基甲氧基硅氧烷树脂和甲基苯基乙烯基硅氧烷树脂组成的组。

优选地，在室温处为固态的树脂选自由下述组成的组：苯基硅氧烷树脂(例如商品silres601或rsn-0217)、甲基硅氧烷、苯基甲基倍半硅氧烷(例如商品silresh44)、甲基倍半硅氧烷(例如商品silresmk)。

优选地，在室温处为液态的树脂选自由下述组成的组：甲基甲氧基硅氧烷树脂(例如商品silresmse100)和甲基苯基乙烯基硅氧烷(例如商品silresh62c)。

有利地，液态树脂可以选自不具有溶剂或具有按重量计小于2％的溶剂含量的液态硅氧烷树脂。

根据本发明的优选实施方式，固态树脂是苯基硅氧烷树脂，而液态树脂是甲基甲氧基硅氧烷树脂。

根据替代性实施方式，浸渍预浸料所用的前述聚合物粘合剂组合物可以包括下述的混合物：

-选自由在室温处为液态且在室温处的粘度从1mpa·s至5000mpa·s的硅氧烷树脂和倍半硅氧烷树脂组成的组的单一树脂；

-适于赋予聚合物粘合剂组合物允许浸渍纤维质所需要的流变特性的粉末状惰性填料。

特别地，粉末状惰性填料被引入以增加在室温处为液态的树脂的粘度。

通常，对粉末状惰性填料与室温处的液态聚合物之间的体积比进行选择，使得从其混合物获得的聚合物粘合剂组合物在从50℃至70℃的温度处表现为具有从55,000至10,000mpa·s的粘度的液体。

优选地，粉末状惰性填料与室温处的液态聚合物之间的体积比为从10/100至40/100。

优选地，浸渍预浸料所用的聚合物粘合剂组合物还可以包括选自能够使聚硅氧烷和聚倍半硅氧烷溶解的化合物的至少一种溶剂。

溶剂用于随着时间推移维持树脂的流变特征，从而使预浸料在较长的时间内是可操作的，并且能够更容易地被加工且被保持较长的时间。

优选地，前述溶剂是二乙烯基苯，其具有蒸气压低(趋于蒸发较少)且不易燃的优点，而不同于可用于该目的的其他溶剂诸如甲苯或丙酮。

优选地，溶剂(如果存在的话)按重量计占预浸渍的纤维增强陶瓷复合材料小于1％。

有利地，聚合物粘合剂组合物还可以包括至少一种催化剂，该至少一种催化剂适于有利于聚合物组合物的聚合物(聚硅氧烷和/或聚倍半硅氧烷)在高于100℃的温度处的交联。

催化剂的存在用于使上述过程更适合于工业生产，因为催化剂减少了形成片(piece，块、件)所需要的时间和温度。

特别地，催化剂可以被直接插入到聚合物粘合剂组合物中，或者其可以在预浸料的制备期间在小于100℃的温度处被添加到聚合物粘合剂组合物，使得在这些步骤期间，该催化剂保持潜伏并且不会使聚合物粘合剂组合物发生交联。因此，催化剂在随后形成复合物的温度(例如150至180℃)处必须履行其功能。

优选地，催化剂选自由钛酸盐、金属辛酸盐和胺类或其组合组成的组。

甚至更优选地，催化剂选自由下述组成的组：四丁醇钛(例如，由wacker以商品名“catalysttc44”提供)；辛酸锌；以及n-3-(三甲氧基甲硅烷基)丙基)乙二胺(例如，由wacker以商品名“geniosilgf91”提供)。

催化剂(如果存在的话)按重量计占预浸料的聚合物粘合基质小于1％。

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如已经说过的，纤维和聚合物粘合基质的含量可以取决于意图在根据本发明的纤维增强复合材料中获得的特征而变化。

具有高纤维含量的材料较适合于需要提高的机械特征的应用。相反，较高百分比的树脂可以较适合于需要较高的操作温度或较高的对机械磨损的耐受性的应用。

以下两个表1和2示出了根据本发明的预浸渍的纤维增强复合材料的一些没有有机树脂的配方。

表1

表2

下面的表3示出了根据本发明的预浸渍的纤维增强复合材料的一些还包括至少一种有机树脂的配方。

表3

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根据本发明，影响纤维增强复合材料的特征的一个方面是形成预浸料的技术，因为它影响由此获得的复合物的最终密度并因此影响着机械耐受性的特征。

对两种成型技术进行了评估：

-压缩模制；

-真空袋法，随后在高压釜中进行固化。

不同的成型技术通常在不同的压力处工作。较大的压力允许“随着固化”(换句话说，在成型之后、在热解之前)获得较大密度的复合材料并因此优越的机械特征。

在压缩模制的情况下，可以施加约从20至80-100bar的压力；在真空袋法(随后在高压釜中进行后固化)的情况下，可以施加大约2-14bar的压力。

在借助于压缩模制进行成型的情况下，已经示出了成型之后(但是热解之前)的复合物的密度如何随着模制压力的增加而增加。图1中的图表示出了在已经由基于pan纤维(具有在先前的表2中所报告的特征)的预浸料获得纤维增强复合材料——其中成型通过压缩模制进行——的情况下，取决于模制压力的纤维增强复合材料的密度的趋势。在约50bar以上获得复合物的最大致密化，并因此获得最佳的机械特征。

可以说压缩模制适合于：

-形成具有优越的机械特征的复合物；

-生产具有简单的平坦的形状的片；

-较快的加工时间。

相反，真空袋法较适合于形成具有复杂形状的片，诸如，例如，盘式制动器的制动带、钟形件或卡钳体。

优选地，根据本发明的纤维增强陶瓷复合材料是通过借助于真空袋法技术以及随后的固化的热处理使预浸料经受成型而获得的。

优选地，真空袋法加工在从2至14bar的压力处和从180℃至300℃的温度处进行60至150分钟之间的时段。

替代性地，根据本发明的纤维增强陶瓷复合材料是通过借助于压缩模制技术使预浸料经受热成型而获得的。

优选地，借助于压缩模制技术的热成型利用不小于40bar的压力并且在不小于200℃的温度处进行60至150分钟之间的时段。

可以在低于300℃、优选地在约180℃的温度处进行成型，包括随后的后固化处理。然而，实验表明，最好的机械特征是通过在300℃处进行成形获得的。

真空袋法技术和压缩模制技术都是本领域技术人员所熟知的，因此这里将不再详细描述。

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制动系统的全部或部分地由根据本发明的预成型件制作并且特别是如前所述的部件形成了本发明的主题。

优选地，前述部件是盘式制动器的部件，特别是制动带、钟形件或卡钳体。

优选地，通过优选地使用聚合物浸渗热解(pip)技术使前述预成型件经受致密化过程来获得制动系统的所述部件。

替代性地，前述预成型件(没有经受致密化过程)可以已经构成盘式制动器的制动带、钟形件或卡钳体。

预成型件(无论其是否经历致密化过程)也可以仅是盘式制动器的制动带的一部分、钟形件的一部分或卡钳体的一部分。

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特别是根据本发明的并且甚至更特别地如上所述的用于生产由纤维增强陶瓷复合材料制作的预成型件的方法也形成了本发明的主题。

根据一般形式的实现形式，这样的方法包括以下操作步骤：

-布置用聚合物粘合剂组合物浸渍的预浸料；以及

-使预浸料成型，使所述聚合物粘合剂组合物至少部分固化，获得纤维增强复合材料；

-使前述纤维增强复合材料在从400℃至1,500℃的温度处经受热解。

根据本发明，前述预浸料包括用基于选自由硅氧烷树脂和倍半硅氧烷树脂组成的组中的一种或多种树脂的聚合物粘合剂组合物浸渍的纤维质。

如前所述，“基于……”的表述是指选自由硅氧烷树脂和倍半硅氧烷树脂组成的组的树脂按重量计占聚合物粘合剂组合物的至少70％。

可选地，前述聚合物粘合剂组合物可以包括有机树脂，优选地为环氧树脂、酚醛树脂和/或乙烯基酯基树脂或氰酸酯基树脂。但是，有机树脂，如果存在的话，则按重量计占聚合物粘合剂组合物的不超过30％。

优选地，前述聚合物粘合剂组合物仅包括选自由硅氧烷树脂和倍半硅氧烷树脂组成的组的树脂，并且不包括有机树脂。

硅氧烷树脂是包括聚硅氧烷或基于聚硅氧烷的聚合物树脂，而硅氧烷树脂是包括聚倍半硅氧烷或基于聚倍半硅氧烷的聚合物树脂。

根据本发明，浸渍前述预浸料的纤维质所用的聚合物粘合剂组合物在从50℃至70℃的温度处表现为具有55000至10000mpas的粘度的液体。

根据本发明，成型引起聚合物粘合剂组合物的所述一种或多种树脂的固化，并且因此引起形成固态聚合物粘合基质，该固态聚合物粘合基质在纤维质的空隙中发展自身并且基于聚硅氧烷和/或聚倍半硅氧烷，该聚硅氧烷和/或聚倍半硅氧烷在通过聚合物粘合剂组合物的前述一种或多种树脂的固化而引起的交联之后彼此交联。

优选地，借助于真空袋法和随后的固化的热处理进行成型。

优选地，真空袋法过程在从2至14bar的压力处和从180℃至300℃的温度处进行60至150分钟之间的时段。

替代性地，使用压缩模制技术进行热成型。

优选地，使用压缩模制技术的热成型利用不小于40bar的压力并且在不小于200℃的温度处进行60至150分钟之间的时段。

可以在低于200℃优选地在约180℃的温度处进行成型，包括随后的后固化处理。然而，实验表明，最好的机械特征是通过在300℃处进行成形获得的。

根据本发明，热解确定了由于固态聚合物粘合基质的部分降解以及聚硅氧烷和/或聚倍半硅氧烷至少部分地转化为碳化硅和由si-o-c链构成的非晶形结构，而在固态聚合物粘合基质中形成孔隙，以便由所述纤维增强复合材料获得纤维增强陶瓷复合材料。

热解处理可以在惰性气氛中进行，诸如，例如，在氮气或氩气或真空中进行。通常，使用从0.2至1℃/min的上升斜率进行处理。热解温度通常为从400至1500℃。

有利地，方法可以包括纤维增强陶瓷复合材料的致密化步骤。这样的致密化步骤随后在热解步骤中进行。

优选地，致密化步骤使用聚合物浸渗热解(pip)技术进行。

替代性地，致密化步骤可以使用液体硅浸渗lsi进行。

优选地，聚合物粘合剂组合物按重量计占预浸料的25％至60％，而纤维质按重量计占预浸料的40％至75％。

已经关于根据本发明的由纤维增强陶瓷复合材料制作的预成型件描述了在本发明的范围内使用的聚合物粘合剂组合物以及根据本发明的用于制作陶瓷复合材料的预成型件的方法。为了简化描述，不再提出这样的特征，但是这样的特征也被理解为是指根据本发明的方法。

应用的实例

如前所述，根据本发明的纤维增强陶瓷复合材料的预成型件在下述部件的生产中有特别的应用，所述部件被设计为在提高的温度(高于400℃)处操作，诸如，例如盘式制动器的部件(诸如制动带、钟形件、制动钳)或发动机的零件。特别地，根据本发明的预成型件被设计为经历致密化过程，以用于制作特别是盘式制动器的部件或发动机的零件。

可以通过实验验证，根据本发明的制作预成型件所用的、通过预浸料——该预浸料不包含有机树脂或至少不是包含仅有机树脂而是用一种或多种硅氧烷树脂和/或倍半硅氧烷树脂进行浸渍——的成型和热解获得的纤维增强陶瓷复合材料具有碳化硅和由si-o-c链构成的无机非晶形结构，该结构使得纤维增强陶瓷复合材料适合于制作用于致密化过程的预成型件，并且纤维增强陶瓷复合材料的特征在于提高的热导率和增加的硬度，以便确保较大的耐磨性。

根据本发明制作的纤维增强陶瓷复合材料经历了测试，该测试从用两种不同配方的没有有机树脂的聚合物粘合剂组合物浸渍的预浸料开始。两种配方的本质区别在于，一种配方是用来自沥青的碳纤维制作的，而另一种配方是用来自聚丙烯腈(pan)的碳纤维制作的。

在这两种配方中使用相同的树脂，改变了重量比以便使树脂与纤维之间的体积比保持恒定。这是必要的，因为不同类型的纤维具有不同的密度。

两种配方对应于在先前的表2中所报告的两种配方。

更具体地，两种硅氧烷树脂的混合物被用作聚合物粘合剂组合物，一种在室温处为固态，一种在室温处为液态。固态树脂与液态树脂之间的重量比为从100/30至100/50。

树脂rsn-0217(由dowcorning销售)被用作固态树脂；它是苯基硅氧烷树脂，在室温处为固态，熔点为约80℃。

树脂silresmse100(由wacker销售)被用作液态树脂；它是甲基甲氧基硅氧烷树脂，在室温处为液态，特征在于在室温处为约25至40mpa·s的低粘度。

固态树脂可溶于液态树脂中，并且固态与液态之间的重量比分别为从100/30至100/50的溶液呈现出用于生产预浸料的最佳特性。特别地，两种树脂的混合物在室温处具有粘性的半固态外观，而在50至70℃时则是具有高粘度(从55,000至10,000mpa·s)的液态，这是用于浸渍织物的最好特征。

碳纤维以单向层压体的形式被使用，换句话说，由沿单个方向定向的纤维构成。

在从70至75℃的温度处用聚合物粘合剂组合物浸渍纤维层压体(沥青或pan纤维)，获得预浸料。

由此获得的预浸料坯随后经历热成型，引起树脂的固化(交联)，从而获得纤维增强复合材料。

特别地，使用压缩模制技术进行热成型。在两种不同的压力处进行测试：51bar和26bar。成型在300℃处进行150分钟的最小时间段，不进行后固化的步骤。

根据本发明的由具有(呈单向层压体形式的)沥青纤维的配方在树脂的成型(利用50bar处的压缩模制)和完全交联之后获得的纤维增强复合材料的样本借助于pip过程(聚合物浸渗热解；3个循环)经历热解和致密化。

热解处理在真空下在1500℃处进行。使用液态硅氧烷树脂执行致密化。浸渍过程在约40mbar的真空度处在室温处进行。

样本在热导率和机械耐受性特征的轮廓下被表征。

表4示出了借助于pip过程(3个循环)的热解和致密化之后的纤维增强陶瓷复合材料的样本的热导率值。根据标准astme-1461，使用laserflash技术在与预浸料的平面正交的方向上并且在400℃处进行表征。

表4

复合物的高于4w/(m·°k)的传导性水平源于在碳化硅中部分结晶的基质的传导性。

表5示出了进行热表征所针对的同一复合物的机械耐受性的一些特性的值。根据标准astm-c1341，利用在3个点处对纤维定向为0°的复合物进行测试的弯曲测试进行表征。对仅一个样本进行测量。

表5

测试证实，根据本发明的纤维增强陶瓷复合材料——在成型以及随后的热解和致密化之后的——可以只是生产下述部件，所述部件被设计为在提高的温度(高于400℃)处操作的部件，诸如，例如，盘式制动器的部件(诸如，制动带、钟形件、制动钳)或发动机的零件。

由于聚合物粘合剂组合物基于硅氧烷树脂和/或倍半硅氧烷树脂的事实，因此在从400至1,500℃的热解之后，复合材料具有碳化硅和由si-o-c链构成的非晶形结构，上述结构确保了达1000℃的操作温度(取决于致密化过程是可变的)。在达1500℃的温度处的热解处理之后形成至少部分地形成碳化硅赋予复合物在技术上感兴趣的特性，诸如：提高的硬度、高弹性模量、高热稳定性、高热导率。

特别地，值得注意的是远大于1w/(m·°k)的高热导率。

机械耐受性值是平均值。特别地，值得注意的是达到约300至350mpa的值(该值受各种因素影响，包括纤维以及致密化的类型和水平)的断裂应力(mor)。

最后，碳化硅在基质中的存在确保了对由摩擦引起的磨损的良好耐受性。

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由此构思的本发明因而实现了意图的目的。

显然，在其实际实现中，在不超出保护范围的情况下，还可以采用与上文例示的形式和配置不同的形式和配置。

此外，所有的细节都可以由技术上等同的部件代替，并且可以根据需要使用任何大小、形状和材料。