DE2549652B2

DE2549652B2 - Keramikformkörper hoher Bruchzähigkeit

Info

Publication number: DE2549652B2
Application number: DE2549652A
Authority: DE
Inventors: Nils 7250 Leonberg Claussen
Original assignee: Max Planck Gesellschaft zur Foerderung der Wissenschaften eV
Current assignee: Max Planck Gesellschaft zur Foerderung der Wissenschaften eV
Priority date: 1975-11-05
Filing date: 1975-11-05
Publication date: 1980-05-29
Also published as: FR2330660B1; DE2549652C3; US4419311A; DE2549652A1; FR2330660A1; JPS5286413A; JPS5925748B2; GB1527780A

Description

Die Erfindung betrifft einen aus einer keramischen

Matrix und mindestens einer darin dispergierten Phase aus keramischem Einlagerungsmaterial bestehenden Keramikformkörper hoher Bruchzähigkeit, ein Verfah- > ren zu seiner Herstellung und seine Verwendung.

Die Temperaturwechselbeständigkeit einer Keramik wird im allgemeinen verbessert, wenn ihre Bruchzähigkeit erhöht wird. In gewissen Grenzen kann die Temperaturwechselbeständigkeit auch durch Verbessern rung der Festigkeit der Keramik erhöht werden, doch reicht die so erzielte Temperaturwechselbeständigkeit für viele Verwendungszwecke nicht aus, da bei scharfen Temperaturwechseln die örtlichen Wärmespannungen Werte erreichen, die in der Größenordnung der M theoretischen Festigkeit liegen (~10⁵MN/m²). Solche Spannungen können nur durch Energie absorbierende Prozesse aufgefangen werden. Ein Maß für die Fähigkeit eines Werkstoffs, Spitzenspannungen vor Beginn eines katastrophalen Risses abzubauen, also bo elastische Energie zu absorbieren, ist die Bruchzähigkeit Ku,

Es ist bekannt, daß die Bruchzähigkeit einer Keramik durch Einlagerung einer zweiten Phase erhöht werden kann, so wird z. B. die Bruchenergie eines Glases durch M Einlagerung von AI>Oi-Kugeln (F. F. Lange, J. Amer. Ceram. Soc. 56 (9), 445-50 (1973)) erhöht, wofür die Wechselwirkung zwischen der Rißfront und der zweiten Phase verantwortlich gemacht wird (F. F.

Lange, Phil. Mag. 22 (179), 983-92 (1970)). Die Energievernichtung erfolgt dabei durch Mechanismen wie Rißverzweigung, Rißabstumpfung, Verlängerung der Rißfront sowie plastische Verformung der eingelagerten Phase.

Bekannt ist auch die gute Temperaturwechselbeständigkeit »klappernder Steine«, womit Ziegelsteine mit zum Teil zusammenhängenden Rissen bezeichnet werden, die beim Schütteln klappernde Geräusche von sich geben. Bei diesen Ziegelsteinen wird die Bruchenergie durch die Wechselwirkung der Rißfront mit den bereits vorhandenen Rissen als einer »zweiten Phase« erhöht. Die Steine besitzen jedoch eine äußerst geringe Festigkeit und sind deshalb für viele Verwendungszwekke ungeeignet

Schließlich ist bekannt (D. J. Green et al, J. Atner. Ceram. Soc. 57, 135 (1974)), daß teilstabilisiertes Zirkoniumdioxid eine hohe Temperaturwechselbeständigkeit besitzt Unter teilstabilisiertem ZrO2 i''ird dabei Ζ1Ό2 verstanden, das nur zu 40-60 Vol.-% mit CaO, Y₂O₃ oder MgO stabilisiert ist

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Keramikformkörper der eingangs genannten Gattung zu schaffen, der gegenüber den bekannten Keramiken eine wesentlich größere Bruchzähigkeit und damit eine verbesserte Temperaturwechselbeständigkeit und Schlagzähigkeit, gleichzeitig aber eine im wesentlichen gleich hohe mechanische Festigkeit besitzt. Der Erfindung liegt ferner die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung solcher Keramikformkörper zu schaffen.

Diese Aufgabe wird gemäß der Erfindung dadurch gelöst, daß bei einem Keramikformkörper der eingangs genannten Gattung das keramische Einlagerungsmaterial bei der Brenntemperatur des Keramikformkörpers und bei Raumtemperatur in verschiedenen enantiotropen festen Modifikationen vorliegt, deren Dichten deutlich verschieden sind, und daß der Keramikformkörper von feinsten Mikrorissen in hoher Dichte durchsetzt ist.

Dadurch wird erreicht, daß dem Keramikformkörper von außen zugeführte Energie durch unterkritisches Wachstum der Mikrorisse absorbiert wird, ohne daß eine Schädigung eintritt. Die erfindungsgemäßen Keramikformkörper besitzen daher gegenüber gattungsgleichen bekannten Keramiken eine wesentlich erhöhte Bruchzähigkeit, Temperaturwechselbeständigkeit und Schlagzähigkeit und gleichzeitig eine hohe mechanische Festigkeit

Weiterbildungen der Erfindung bestehen darin, daß das keramische Einlagerungsmaterial einen kleineren Ausdehnungskoeffizienten besitzt als die keramische Matrix, darin, daß das keramische Einlageriingsmaterial aus unstabilisierten ZKVTeilchen besteht, darin, daß die keramische Matrix aus Al₂Oj besteht, darin, daß der ZrO₂-Gehalt 8 bis 25 Vol.-% beträgt, und darin, daß die ZrO2-Teilchen in Form von Agglomeraten mit einer mittleren Agglomeratgröße von 2 bis 15 μπι in der Matrix dispergiert sind.

Dadurch, daß das keramische Einlagerungsmaterial einen kleineren Ausdehnungskoeffizienten besitzt als die keramische Matrix, wird erreicht, daß die in dem Formkörper beim Abkühlen durch die mit einer Volumenänderung verbundene Phasenumwandlung des Einlagerungsmaterials hervorgerufenen Spannungen, die zur Bildung feinster Mikrorisse führen, noch durch zusätzliche Spannungen verstärkt werden, die durch die Differenz der Ausdehnungskoeffizienten von Einlagerungsmaterial und keramischer Matrix entstehen. Besonders vorteilhaft is*, die Verwendung unstabilisierter ZrO2-Teilchen als keramisches Einlagerungsmaterial, da beim/ZrOa der Dichteriiterschied zwischen der 5 oberhalb der Umwandlungstemperatur von etwa 1100⁰C beständigen tetragonalen und der unterhalb von etwa 1100° C beständigen monoklinen Modifikation besonders groß, die Phasenumwandlung also mit einer besonders großen Volumenänderung verbunden ist.

to Besonders vorteilhaft ist ferner die Kombination von unstabilisiertem ZrO₂ als Einlagerungsmaterial und AI2O3 als keramische Matrix, da diese die Vorteile der Verwendung von unstabilisierten ZrO2-Teilchen und diejenigen der Verwendung von Materialien unterschiedlicher Ausdehnungskoeffizienten in sich vereinigt, was zur Erzeugung extrem feiner Mikrorisse und zu einer hohen Rißdichte im Formkörper führt und dami» die Bruchzähigkeit die Temperaturwechselbeständigkeit und die Schlagzähigkeit des Formkörpers ganz bedeutend erhöht Ferner erwiesen sich Keramikformkörper mit einem ZrO₂-Gehalt von 8 bis 25 Vol-%, und solche, die ZrO₂-Tei!chen in Form von Agglomeraten mit einer mittleren Agglomeratgröße von 2 bis 15 μιη enthielten, als für viele Verwendungszwecke besonders

2^r> geeignet.

Die Lösung der Aufgabe besteht gemäß der Erfindung ferner darin, daß bei einem Verfahren der eingangs genannten Art als keramisches Einlagerungsmaterial ein bei der Brenntemperatur und bei

jo Raumtemperatur in verschiedenen enantiotropen festen Modifikationen deutlich verschiedener Dichte vorliegendes Material verwendet und zusammen mit dem die Matrix bildenden Keramikmaterial nach dem Vermischen ggf. getrocknet wird und anschließend zu einem

jj Formkörper gepreßt und bei einer Temperatur, die über der Phasenumwandlungstemperatur des keramischen Einlagerungsmaterials liegt, gesintert oder bei einer solchen Temperatur in einer Form heißgepreßt wird.

Dadurch wird erreicht daß das keramische Einlagerungsmaterial besonders gleichmäßig in dem die Matrix bildenden Keramikmaterial dispergiert wird, und daß die trockene Mischung in einem einfachen Arbeitsgang geformt und gebrannt und dabei über die Phasenumwandlungstemperatur des keramischen Einlagerungs-

4^r, materials erhitzt wird.

Weiterbildungen des erfindungsgemäßen Verfahrens bestehen darin, daß als keramisches Einlagerungsmaterial ein Material verwendet wird, das einen kleineren Ausdehnungskoeffizienten besitzt als das die Matrix

-)0 bildende Keramikmaterial, darin, daß als Einlagerungsmaterial unstabilisiertes ZrO₂ und als die Matrix bildendes Keramikmaterial Al₂Oj verwendet wird, darin, daß das unstabilisierte ZrO₂ in Form von Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 0,1 bis 6 μίτι und

v, das Al₂O) in Form von Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von <5μπι verwendet werden, ferner darin, daß das Vermischen in einer Kugelmühle mit inertem Mischmahl-Behälter und inerten Kugeln und unter Verwendung einer inerten Mischflüssigkeit

bo durchgeführt wird und daß als Heißpreßform eine Graphitmatrix verwendet wird.

Besonders vorteilhaft ist schließlich die Verwendung eines erfindungsgemäßen Keramikformkörpers als »duktiles« Hochtemperatur-Gasturbinenelement.

■>■> Der Kern der Erfindung besteht, wie bereits angedeutet, darin, in einer keramischen Matrix durch während der Herstellung entstehende örtliche Spitzenspannungen kontrollierte Mikrorisse zu erzeugen.

Die Zugspannungen σ, um ein kugeliges Teilchen mit dem Radius R sind nach J. Seising, J. Amer. Ceram. Soc. 44 (8) 419 (1961), durch die Beziehung (1) gegeben:

2[(T+r_m)/2£,„

i„,,„
E_n, _p

Ausdehnungskoeffizient der Matrix bzv.¹. der eingelagerten Phase

Poissonsche Zahl der Matrix bzw. der eingelagerten Phase Elastizitätsmodul der Matrix bzw. der eingelagerten Phase Temperatur, unterhalb der Gefügespannungen nicht mehr abgebaut werden können (~ 1000⁰C) Raumtemperatur Abstand vom Teilchenmittelpunkt

lineare Ausdehnung aufgrund der Phasenumwandlung.

Obwohl die maximale Zugspannung unabhängig von der Teilchengröße ist, wurden Mikrorisse nur um größere und nicht um kleinere Teilchen beobachtet, es existiert also eine kritische Teilchengröße D_n unterhalb der keine Risse mehr erzeugt werden. Für die kritische Teilchengröße wurde die Beziehung (2) abgeleitet:

T₁

T₀

D_c

σ,²

worin C eine Konstante für eine bestimmte Matrix-Teilchenkombination ist Bei den meisten Materialkombinationen, bei denen der Ausdehnungskoeffizient der Matrix größer ist als der der zweiten Phase, müssen sehr große Teiichen verwendet werden, damit das Rißbildungskriterium (2) erfüllt ist Jedoch wird die kritische Fehlergröße dann durch Zusammenwirken der Mikrorisse mit den großen Teilchen so groß, daß die Festigkeit erheblich reduziert ist

Es wurde nun gefunden, daß bei polymorphen Stoffen, bei denen die Phasenumwandlung zweier fester Phasen mit einer beträchtlichen Volumänderung verbunden ist, schon sehr kleine Teilchen das Rißbildungskriterium (2) erfüllen. Die bei einer solchen Phasenumwandlung erzeugten Zugspannungen übertreffen bei weitem die augrund der Differenz der Ausdehnungskoeffizienten geschaffenen Spannungen. Mit kleinen Teilchen wird aber auch die kritische Fehlergröße niedrig gehalten, so daß sich für eine solche Materialkombination eine nur unwesentlich reduzierte Festigkeit ergibt

Weiter wurde gefunden, daß unstabilisierte ZrO₂-Teilchen zur Erzeugung sehr kleiner und gleichmäßig verteilter Mikrorisse besonders geeignet sind. Geeignet sind aber auch Hafniumdioxid-Teilchen (HfOj), Carbide und Nitride. Geeignete keramische Matrizen sind z. B. Aluminiumoxid und Magnesiumoxid.

Die Erfindung wird anhand der Zeichnung und anhand von nur beispielhaft gewählten erfindungsgemäßen Keramikformkörpern erläutert, die aus einer AIÄ-Matrix und darin dispergierten ZrO₂-Teilchen bestehen. Die Zeichnung zeigt ein Diagramm, das fü zwei verschiedene Z1O2-Korngrößen die Bruchzähig keit Ku- von daraus hergestellten Keramikformkörpen (Matrix: AI2O3) in Abhängigkeit ihrer stoffliche! Zusammensetzung wiedergibt. Die Bruchzähigkeit K/ ist in MN/ra^w, die stoffliche Zusammensetzung it Vol.-% ZrO₂ angegeben. Die Zeichnung zeigt außerden ein Diagramm, das für eine ZrO₂-Korngröße di( Biegebruchfestigkeit 5 der Formkörper ebenfalls ir

lu Abhängigkeit ihrer stofflichen Zusammensetzung, ange geben in MN/m², wiedergibt. Die Bruchzähigkeitskur ven sind ausgezogen, die Biegebruchfestigkeitskurve is gestrichelt dargestellt. Mit »ZrO₂-I« ist die Kurv« gekennzeichnet, die die Bruchzähigkeit von Formkör pern wiedergibt die unter Verwendung von unstabiii sierten ZrO₂-Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 0,3 μπι hergestellt wurden, mit »ZrO₂-II« sind die Kurven gekennzeichnet die die Bruchzähigkeit bzw Biegebruchfestigkeit von Formkörpern wiedergeben die unter Verwendung von unstabilisierten ZrO₂-TeU-chen mit einer mittleren Teilchengröße von 1,25 μπι hergestellt wurden. Die K/cKurven zeigen ein ausgeprägtes Maximum und fallen mit zunehmendem ZrO₂-Gehalt scharf ab. Zunächst steigt der Ä/c-Faktor mit zunehmendem ZrO₂-Gehalt, ausgehend vom Ki₀-Faktor des reinen Aluminiumoxids (=0Vol.-% ZrO₂) an, was dadurch erklärt wird, daß Bruchenergie absorbiert wird. Als Absorptionsmechanismen werden dabei Rißöffnung und unterkritisches Rißwachstum sowie Rißverzweigung angenommen. Die Mikrorißdichte nimmt mit der Erhöhung des ZrO₂-Gehalts zu, womit auch die Zähigkeit ansteigt Nach Durchlaufen des K/c-Maximums wird der ZrO₂-AnIeU so hoch, daß es zur Agglomeration von Teilchen und zur Vereinigung von Rissen zwischen den Teilchen kommt Dies führt zur Erniedrigung der Bruchzähigkeit Die günstigster Ergebnisse wurden erzielt wenn die ZrO₂-AggIomeratgröße in den heißgepreßten Keramikformkörpern 2 bis 15 μπι betrug. Eine solche Agglomeratgröße wurde erzielt wenn die Ausgangsmaterialien 10 Minuten lang in der unten beschriebenen Weise untereinandei vermischt wurden. Sehr kurze Mischzeiten führten dagegen zu großen Agglomeratgrößen, was weger übermäßiger Rißbildung niedrige K\e-Werte verursach te. Längere Mischzeiten verursachten wegen zu kleine! Agglomeratgrößen eine Verlagerung des /Oc-Maximums zu höheren ZrO₂-Gehalten bei gleichzeitigei Erniedrigung des Maximums. Hieraus läßt sich entnehmen, daß die kritische Teilchengröße D_c in Gleichung (2] bei etwa 3 μπι liegen muß. Die kritische Teilchengrößt ist so gering, weil die Zugspannungen um die ZRO₂-Teilchen in der AI₂O₃-MaInX Werte vor 2000 MN/m² annehmen können. Dieser Wert, der nacr Gleichung (1) berechnet wurde, liegt fast eine

Größenordnung über der Bruchfestigkeit von Al₂O₃-

Die hohen Zugspannungen entstehen bei dei Abkühlung der bei Temperaturen von 1400 bis 1500⁰C hergestellten Formkörper, weil das ZrO₂ oberhalb vor etwa 1100° C in seiner tetragonalen Modifikatior (Dichte bei 1250°C: -6,16 g/cm³) vorliegt und be Unterschreitung der Umwandlungstemperatur in dit monokline Modifikation (Dichte: —5,84 g/cm³) übergeht was mit einer erheblichen Volumexpansior verbunden ist Die Zugspannungen führen dann zui Bildung der die Bruchzähigkeit der Formkörpei erhöhenden Mikrorisse.

Die Mikrorißdichte steigt mit zunehmender BeIa stung der Fomkörper noch an, weil dabei durcr

Überlagerung der Spannungen noch zusätzliche Risse auch an solchen Teilchen entstehen, deren Teilchengröße unter der kritischen Teilchengröße D_c liegt

Wie aus der Zeichnung zu entnehmen ist, liegt das /(^-Maximum von unter Verwendung von ZrO₂-TeU-chen mit einer mittleren Teilchengröße von 1,25 μιη hergestellten Formkörpern mit einem ZrO₂-Gehalt von 15Vol.-% bei 10MN/m^3/2, was einer effektiven Bruchenergie von 125 J/m² entspricht, und ist damit fast doppelt so hoch wie der A!/r-Wert reinen Aluminiumoxids. Bis zu eine ZrO₂-Gehalt von 15 Vol.-% fällt die Biegebruchfestigkeit der Formkörper nur schwach ab. Dies bedeutet, daß die eingelagerten Teilchen und die Mikrorisse noch größtenteils isoliert sind. Höhere ZrO₂-Anteile erhöhen dagegen aufgrund sich berührender Teilchen und der Vereinigung von Mikrorissen die kritische Fehlergröße.

Aufgrund der beschriebenen vorteilhaften Eigenschaften können die erfindungsgemäßen Keramikformkörper überall dort verwendet werden, wo es auf hohe Temperaturwechselbeständigkeit, hohe Bruchzähigkeit und Biegebruchfestigkeit ankommt Besonders vorteilhaft ist ihre Verwendung als »duktile« Keramik, insbesondere als Hochtemperatur-Gasturbinenelemente.

Weitere Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus den Beispielen im Zusammenhang mit der Zeichnung und den Ansprüchen.

Beispiel 1(ZrO₂-I)

17 g unstabilisiertes ZrO^Pulver (entspricht 10 Vol.-^J/o ZrO₂) mit einer mittleren Teilchengröße von 0,3 μιη (Fisher SSS) wurden mit 108 g Al₂O₃ (mittlere Teilchengröße 0,5 μηι) 10 min. in einer Kugelmühle (Planetenmühle) naß vermischt. Als Mischflüssigkeit wurden 90 ml Äthanol verwendet. Der Mischbehälter bestand aus gesintertem Al₂O₃ und war mit 100 AbOs-Mahlkugeln mit einem Durchmesser von 5 mm angefüllt. Die Pulvermischung wurde anschließend getrocknet und granuliert und in Graphitmatrizen 1 h bei HOO⁰C im Vakuum zu 35-mm-0 -Scheiben heißgepreßt. Aus den Scheiben wurden Rechteckstäbe mit den Abmessungen 32χ7x3,5.mm herausgetrennt und mit Borkarbid geläppt. Zur Messung der Bruchzähigkeit wurde ein 0,05 mm breiter und ca. 2,5 mm tiefer Schnitt mit einer Diamantsäge eingebracht. Der K/cFaktor wurde im 3-Punkt-Biegeversuch mit einer Querhauptgeschwindigkeit von 0,1 mm/min ermittelt. Der Auflagenabstand betrug wie auch bei der Bestimmung der Biegebruchfestigkeit 28 mm. Es wurde eine Bruchzähigkeit von 8,8 MN/m^3/2 und eine Biegebruchfestigkeit von 400±30MN/m² ermittelt. Bruchflächen und gedünnte Proben wurden mit Hrlfe von Raster- und Durchstrahlungselektronenmikroskopie untersucht.

Beispiel 2(ZrO₂-II)

42,8 g unstabilisiertes ZrO₂-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 1,25 μιη (Fisher SSS) wurden mit 170 g AI2O3 (Fisherdurchmesser 0,5 μιη) in einer Kugelmühle naß vermischt. Diese Mengen entsprechen einem Volumanteil von 15% ZrO₂. Im übrigen wurde wie in Beispiel 1 angegeben verfahren, jedoch mit folgenden Änderungen: 170 ml destilliertes Wasser, 40

jo Achatmahlkugeln mit einem Durchmesser von 10 mm, Mischdauer 60 Minuten, Heißpreßdauer 30 Minuten und Temperatur 1500° C. Die Bruchzähigkeit der so hergestellten Keramikformkörper betrug 9,8 MN/m³'² und die Biegebruchfestigkeit 480±30 MN/m².

Hierzu 1 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Aus einer keramischen Matrix und mindestens einer darin dispergieren Phase aus keramischem Einlagerungsmaterial bestehender Keramikfornikörper hoher Bruchzähigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß das keramische Einlagerungsmaterial bei der Brenntemperatur des Keramikformkörpers und bei Raumtemperatur in verschiedenen enantiotropen festen Modifikationen vorliegt, deren Dichten deutlich verschieden sind, und daß der Keramikformkörper von feinsten Mikrorissen in hoher Dichte durchsetzt ist

2. Keramikformkörper nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das keramische Eir,lagerungsmaterial einen kleineren Ausdehnungskoeffizienten besitzt als die keramische Matrix.

3. Keramikformkörper nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Einlagerungsmaterial aus unstabilisierten ZrO2-Teilchen besteht

4. Keramikformkörper nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die keramische Matrix aus Al₂O₃ besteht

5. Keramikformkörper nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Matrix aus Al₂O₃ und das Einlagerungsmaterial aus unstabilisierten ZrO₂-TeH-chen bestehen.

6. Keramikformkörper nach Anspruch 5, gekennzeichnet durch einen ZrO₂-Gehalt von 8-25Vol.-%.

7. Keramikformkörper nach einem der Ansprüche 3, 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, daß die ZrOj-Teilchen in Form von Agglomeraten mit einer mittleren Agglomeratgröße von 2 bis 15 μπι in der Matrix dispergiert sind.

8. Verfahren zur Herstellung eines Formkörpers nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei ein eine Matrix bildendes KeramikmateriaJ und ein darin dispergierbares keramisches Einlagerungsmaterial miteinander vermischt werden und die Mischung geformt und gebrannt wird, dadurch gekennzeichnet, daß als keramisches Einlagerungsmaterial ein bei der Brenntemperatur und bei Raumtemperatur in verschiedenen enantiotropen festen Modifikationen deutlich verschiedener Dichte vorliegendes Material verwendet und zusammen mit dem die Matrix bildenden Keramikmaterial nach dem Vermischen ggf. getrocknet wird und anschließend zu einem Formkörper gepreßt und bei einer Temperatur, die über der Phasenumwandlungstemperatur des keramischen Einlagerungsmaterials liegt, gesintert oder bei einer solchen Temperatur in einer Form heißgepreßt wird.

9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß als keramisches Einlagerungsmaterial unstabilisiertes ZrO₂ verwendet wird.

10. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß als die Matrix bildendes Keramikmaterial Al₂O₃ verwendet wird.

11. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß als keramisches Einlagerungsmaterial ein Material verwendet wird, das einen kleineren Ausdehnungskoeffizienten besitzt als das die Matrix bildende Keramikmaterial.

12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß als keramisches Einlagerungs-

material unstabilisiertes ZrO₂ und als die Matrix bildendes Keramikmaterial Al₂O₃ verwendet werden.

13. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 12, dadurch gekennzeichnet, daß das keramische Einlagerungsmaterial in solcher Menge eingesetzt wird, daß der Formkörper zu 8 bis 25Vol.-% daraus besteht

14. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß das unstabilisierte ZrO₂ in Form von Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 0,1 bis 6 μπι und das Al₂O₃ in Form von Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von < 5 μπι verwendet werden.

15. Verfahren nach einem der Ansprüche 9, 12 oder 14, dadurch gekennzeichnet, daß die Mischung bei einer Temperatur von 1400-1500° C heißgepreßt wird.

16. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß das Vermischen in einer Kugelmühle mit inertem Mischmahl-Behälter und inerten Kugeln und unter Verwendung einer inerten Mischflüssigkeit durchgeführt wird.

17. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 16, dadurch gekennzeichnet, daß als Heißpreß-Form eine Graphitmatrix verwendet wird.

18. Verwendung eines Keramikformkörpers nach einem der Ansprüche 1 bis 7 als »duktiles« Hochtemperatur-Gasturbinenelement.