DE4119705A1

DE4119705A1 - Keramischer verbundkoerper

Info

Publication number: DE4119705A1
Application number: DE4119705A
Authority: DE
Inventors: Nils Prof Dr Claussen
Original assignee: Individual
Current assignee: Individual
Priority date: 1991-06-14
Filing date: 1991-06-14
Publication date: 1992-12-17

Description

Die Erfindung betrifft einen keramischen Körper mit besonde rer Festigkeit und Wärmeschockbeständigkeit und dessen Her stellung und Verwendung.

Oxidkeramische, verschleißbeanspruchte Teile wie z. B. Wende schneidplatten auf Basis von Al₂O₃ versagen oft unter Einwir kung von Thermoschocks, d. h. weniger aufgrund eines zu hohen Verschleißes oder einer für die Beanspruchung zu geringen Festigkeit. Ständige Wärmewechsel wie sie bei Wendeschneid platten auftreten, können zu unterkritischem Rißwachstum mit anschließendem Ausbrechen großer Teile führen (Maschinenmarkt 94 (1988), Heft 7, 54-58). Die Hauptursache dafür ist die geringe Wärmeleitfähigkeit von Al₂O₃-Basis-Keramiken; dies trifft besonderes für ZrO₂-verstärkte Al₂O₃ Keramiken zu, die sich aufgrund ihrer guten mechanischen Eigenschaften und ihrer chemischen Stabilität besonders gut für die Bearbeitung von Stahl eignen. Zum Teil werden diese Probleme durch Zusatz wärmeleitender Phasen wie SiC gelöst (Ceramic Bulletin 67 (1988) 1016-19). Auch die Verwendung von Al₂O₃-Schichten auf thermoschockfestem Untergrund wie z. B. WC-Co bringt Verbesse rungen (Inter. J. High Tech Ceramics 3 (1987) 113-127). Diese Vorteile müssen jedoch mit Nachteilen, wie geringe thermische Stabilität bzw. hoher Preis erkauft werden. Auch neigen derartige Schichten aufgrund unterschiedlichen thermomechani schen Verhaltens leicht zum Abplatzen. In jedem Fall wäre für viele Anwendungen ein reines bzw. auch ZrO₂-verstärkte Al₂O₃ mit hoher Wärmeleitfähigkeit ideal.

Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, einen kerami schen Körper zu schaffen, der sich durch die Kombination der Eigenschaften hohe Festigkeit, insbesondere Verschleißfestig keit mit hoher Thermoschockbeständigkeit auszeichnet, aber trotzdem nicht teuer in der Herstellung ist und eine Außen schicht aufweist, die nicht zum Abplatzen neigt.

Erfindungsgemäß wird das Problem im Prinzip gelöst durch einen verbundkeramischen Körper, der eine verschleißfeste Außenschicht und ein wärmeleitendes Inneres mit höherem Bruchwiderstand besitzt.

Ein erfindungsgemäßer keramischer Verbundkörper mit Gehalt an metallischen Komponenten ist daher gekennzeichnet durch eine gasdichte Außenschicht, die vollständig aus verschleißfester Keramik besteht und ein Innengefüge aus einem cermetartigen Gemisch aus metallischen und keramischen Phasen, sowie eine Zwischenschicht, welche die keramische Außenschicht mit dem Innengefüge verbindet und einen kontinuierlichen Übergang von der Außenschicht zum metallhaltigen Innengefüge bildet.

Das Innere des keramischen Verbundkörpers der Erfindung besteht überwiegend aus den Komponenten des Ausgangspulvers, d. h. bei der bevorzugten Verwendung von Al, Al₂O₃, ZrO₂ und AlN aus eben diesen Phasen. Da sowohl Al wie auch AlN eine hohe Wärmeleitfähigkeit besitzen (ca. 150 W/mK im Vergleich zu ca. 15 bei ZrO₂-verstärktem Al₂O₃) führt ein schneller Wärmeausgleich zwischen der Außenschicht und der Kernzone zu einem besseren Thermoschockverfahren, ohne daß die guten Oberflächeneigenschaften der reinen Oxidschicht beeinträch tigt werden. Zwischen Kern und Außenschicht existiert ein fließender Übergang zwischen den ursprünglich eingesetzten und den völlig oxidierten Phasen, der als Zwischenschicht bezeichnet wird. Die Korngröße der aus der Metallphase gebil deten Kermikkörner ist sehr gering und liegt üblicherweise bei oder unter 1 µm.

Die Herstellung dieses Verbundkörpers erfolgt, indem man eine innige Mischung von Al und einem oder mehreren der Elemente und Verbindungen Zr, Nb, Cr, Ta, Ti, Al₂O₃, ZrO₂, Nb₂O₅, Cr₂O₃, AlN, ZrN, Si₃N₄, TaC, WC, NbC, ZrC, Cr₂C₃, SiC, TiC, B₄C, ZrB₂, AlB, TiB₂, NbB₂, TaB₂ herstellt, insbesondere durch mechanisches Legieren, die Mischung pulvermetallurgisch formt und den dabei erhaltenen Grünkörper anschließend unter Bildung der gasdichten Außenschicht wärmebehandelt, wobei diese Wärmebehandlung mindestens zeitweise in Gegenwart von Sauerstoff und raschem Aufheizen auf eine Temperatur zwischen 800°C und 1700°C solange durchgeführt wird, daß noch metal lische Phase vorliegt und gegebenenfalls anschließend der gebildete Körper heißisostatisch bei Temperaturen zwischen 1400 und 1800°C in Argon oder Stickstoff oder einem Gemisch von Argon und Sauerstoff nachverdichtet wird.

Vorzugsweise werden Al und Zr mit Al₂O₃ sowie weiteren Oxi den, Nitriden, Carbiden und Boriden der vorstehend angegebe nen Metalle mechanisch miteinander legiert, zu Körpern geformt und anschließend so wärmebehandelt, daß deren Außen schicht durch Reaktionen überwiegend aus verschleißfester Keramik auf ZrO₂-verstärkter Al₂O₃-Basis beruhend, besteht und das Innere noch große Anteile metallischer oder/und carbidischer wärmeleitender Phasen der oben erwähnten Metalle vorzugsweise Al, Zr, AlN, ZrN oder Carbide enthält.

In einer besonderen Ausführungsform kann das mechanische Legieren durch Verwendung feinkörniger ( 1 µm) Pulver der intermetallischen Phasen Al₃Zr, AlZr oder AlZr₃ ganz oder teilweise vermieden werden.

Das pulvermetallurgische Formen kann durch Kaltpressen, Warmpressen oder Warmextrudieren erfolgen. Das Kaltpressen kann einachsig oder isostatisch durchgeführt werden. Es kann durch Warmpressen oder Warmextrudieren bei Temperaturen zwischen 300 und 550°C ersetzt werden. Durch diese Warmfor mung wird eine höhere Dichte des unreagierten Zustandes erzielt. Bei Zugabe von ZrO₂ und besonders von metallischem Zr erwiesen sich solche höheren Dichten (55 bis < 75% TD) für die folgenden O₂-Reaktionen als günstig. Grünkörper, die nur kaltgepreßt wurden, werden vor der Reaktionsglühung vorzugsweise bei Temperaturen zwischen 400 und 550°C im Vakuum oder inerter Atmosphäre gesintert, wodurch Festigkeit und Dichte ansteigen, ohne daß eine Oxidation stattfindet.

Nach diesem ersten Verdichtungsschritt werden die Proben im anschließenden Reaktionsschritt möglichst schnell (vorzugs weise ca. 8-15 K/min) auf Temperaturen zwischen 800, vorzugs weise 1400, und 1700°C an Luft oder in anderer sauerstoffhaltiger oxidierender Atmosphäre aufgeheizt. Durch diesen schnellen Aufheizprozeß, bei dem allerdings ein Auf reißen der Probe vermieden werden muß, wird nur der Oberflä chenbereich der Proben oxidiert. Hierbei bildet sich hauptsächlich Al₂O₃ und ZrO₂. Außerdem wird die Außenschicht infolge der ausreichend hohen Temperatur gasdicht, was einer seits eine weitere Oxidations-Reaktion ins Innere hinein verhindert, andererseits aber auch die Voraussetzungen für ein heißisostatisches Nachverdichten (HIP) schafft. Da die Pulvermischungen neben Al₂O₃ (und gegebenenfalls ZrO₂) haupt sächlich Al und gegebenenfalls Zr sowie deren Carbide, Nitri de oder Boride enthalten, werden auch Al₂O₃ und ZrO₂ als die entsprechenden Oxidationsprodukte im Oberflächenbereich gebildet. Die Dicke der oxidierten Außenschicht (Randbereich) hängt ab

1) vom Volumenanteil an ZrO₂ oder Zr im Ausgangsgemisch,
2) von der Dichte des un- oder teilreagierten Vorkörpers (kaltgepreßt und vorgesintert bzw. nur warmgepreßt),
3) von der Aufheizgeschwindigkeit sowie
4) von der Höhe der Sintertemperatur an Luft.

Eine gewünschte Dicke der Außenschicht und/oder der Zwischen schicht läßt sich durch entsprechende Einstellung dieser Faktoren leicht erzielen, wobei wenige einfache Vorversuche zur Ermittlung geeigneter Werte dieser Faktoren ausreichen.

Der Reaktionsschritt wird vorzugsweise 15 bis 90 Minuten bei 1450 bis 1650°C durchgeführt.

Der zweite Schritt (Reaktionsschritt) führt zu einer gasdich ten Oberfläche, so daß der Körper isostatisch bei Temperatu ren nachverdichtet werden kann, bei denen Al₂O₃ und ZrO₂ superplastisch verformbar sind, nämlich bei 1400 bis 1800°C. Wichtig ist dabei, daß der Gasdruck (z. B. Ar, Ar + O₂ oder N₂) erst bei diesen Temperaturen voll aufgebracht wird, damit eine Rißbildung und damit ein Herausfließen der flüssigen Metallphase (hauptsächlich Al) des Innengefüges verhindert wird. Diese Gefahr besteht bei Außenschichtdicken von weniger als ∼1 mm.

Erfindungsgemäß wurden Proben, die in einer Stahlmatrize bei 200 MPa zu Grünkörpern mit den Abmessungen 13×13×8 mm gepreßt und zum Teil bei 800 MPa kaltisostatisch nachverdich tet wurden, wie in den folgenden Beispielen beschrieben, wärmebehandelt. Auch wurden warmgepreßte Zylinderproben mit 10 mm Durchmesser und 8 mm Höhe ähnlich weiterbehandelt. Sie wurden anschließend einem vergleichenden Thermoschocktest unterzogen, bei dem die Körper zunächst an Luft auf 1000°C aufgeheizt und anschließend in 25°C warmen Wasser oder Sili conöl abgeschreckt wurden. Hiernach zeigten sich bei voll durchreagierten Proben (sie wurden 4 h bei 1000°C an Luft geglüht) und bei einer kommerziellen Wendeschneidplatte aus Al₂O₃ mit ca. 8 Vol.-% ZrO₂ (Feldmühle SN 80) eine hohe Rißdichte (ca. 50 durch Risse getrennte Bereiche pro cm²) an der Oberfläche, während bei erfindungsgemäß behandelten Proben bei der Wasserabschreckung die Rißdichte erheblich abnahm (ca. 10 bis 15 Bereiche pro cm²) und bei einer Sili conölabschreckung überhaupt nicht mehr auftrat. Dies kann nur mit der verbesserten Wärmeleitfähigkeit des Inneren und einem erhöhten K_{I c} -Wert (infolge des Metallanteils) erklärt wer den.

Die Verschleißfestigkeit der erfindungsgemäßen Verbundkörper ist mit der der konventionellen Wendeschneidplatten ver gleichbar. Besonders gute Verschleißfestigkeit erhält man dann, wenn durch Anteile von AlN, ZrN, ZrC oder/und ZrB₂ der E-Modul des Metall enthaltenden Inneren hoch ist und so eine stützende Wirkung ausgeübt wird. Es ist damit sichergestellt, daß beispielsweise Wendeschneidplättchen, die nach dem erfin dungsgemäßen Verfahren hergestellt wurden, die bekannte Temperaturschockempfindlichkeit von Al₂O₃-Basis Schneidkera miken nicht mehr aufweisen.

Bei Proben, die durch Warmpressen oder Warmextrudieren be reits eine hohe Dichte im un- bzw. teilreagierten Zustand aufweisen, kann auf eine HIP-Nachverdichtung nach der Glüh- und Sinterbehandlung auch verzichtet werden.

Die folgenden Beispiele erläutern die Erfindung.

Beispiel 1

150 g einer Pulvermischung aus 50 Vol.-% Al (Alcan 105), 150 Vol.-% Al₂O₃ (CT 3000 Alcoa), 15 Vol.-% ZrO₂ (Tosoh TZ2Y) und 20 Vol.-% AlN (Alcan) wurden in einem Attritor mit 3Y-TZP- Mahlkugeln (2 bis 5 mm) in Ethanol 6 h mechanisch legiert und anschließend an Luft getrocknet. Die getrocknete Pulvermi schung wurde in einer Matrize zu Plättchen mit den Abmessun gen 13×13×10 mm mit einem Druck von 200 MPa einachsig verpreßt. Die Preßkörper wurden 2 h bei einer Temperatur von 550°C in Vakuum und anschließend bei 1550°C an Luft 30 min gesintert. Bei der Luftsinterung wurde mit einer Rate von 10 K/min aufgeheizt. Danach entstand eine ca. 1 mm dicke gas dichte Oxidschicht (Al₂O₃ + ZrO₂), wobei das Innere der Probe weiterhin aus den Ausgangskomponenten bestand. Die Plättchen wurden danach bei einer Temperatur von 1650°C 30 min und einem N₂-Druck von 180 MPa heißisostatisch nachverdichtet.

Die Plättchen wiesen danach eine ca. 1 mm dicke Oxidschicht (ZrO₂-verstärktes Al₂O₃) auf und bestanden im Inneren aus ca. 20 Vol.-% AlN, ca. 40 Vol.-% Al₂O_3, ca. 25 Vol.-% Al und ca. 15 Vol.-% ZrO₂. Zwischen Randzone und Innerem wurde ein fließender Übergang zwischen den unterschiedlichen Volumenan teilen der Phasen festgestellt.

Bei einer Abschreckung in 20°C kaltem Wasser von 1000°C enthielten die so behandelten Plättchen nur wenig Risse im Vergleich zu völlig durchreagierten Plättchen, die mit der selben Ausgangspulvermischung hergestellt wurden (in diesem Fall wurde auf die Vakuumglühung verzichtet, statt dessen wurden die Plättchen 1 h bei 1000°C an Luft oxidiert). Dies beweist den positiven Einfluß der hohen Wärmeleitfähigkeit im Inneren der Al/AlN-haltigen Proben auf die Thermoschockfe stigkeit. Konventionelle ZrO₂-verstärkte Al₂O₃-Wendeschneid platten (SN 80 Fa. Feldmühle, Plochingen) zeigten bei derselben Wasserabschreckung ebenfalls erheblich mehr Risse.

Beispiel 2

Es wurde wie in Beispiel 1 verfahren, nur wurde in einem Fall statt 35 Vol.-% AlN

a) 20 Vol.-% AlN und 15 Vol.-% TiC und in einem anderen Fall
b) 20 Vol.-% AlN und 15 Vol.-% TiB₂ zugesetzt.

Nach dem vollständigen Glüh- und HIP-Zyklus konnte in der Randschicht Al-Titanat sowie im Fall a) weiterhin TiC und im Fall b) TiB₂ festgestellt werden. In beiden Fällen zeigten sich nach dem Thermoschocktest aus Beispiel 1 eine höhere Rißdichte an der Oberfläche der Proben als wenn nur AlN (Beispiel 1) verwendet wurden. Allerdings war die Rißdichte immer noch geringer als bei der durchreagierten Probe von Beispiel 1. Die Risse blieben jedoch in der Übergangszone stecken. Die Kernzone wies bei der TiC-haltigen Probe einen K_{I c}-Wert von 8,5 MPa/m (Rißlängenverfahren) und an der Ober fläche einen von 3,2 MPa/m auf.

Beispiel 3

150 g einer Pulvermischung aus 45 Vol.-% Al, 25 Vol.-% Al₂O₃, 4 Vol.-% ZrO₂, 15 Vol.-% AlN (alle Qualitäten wie in Beispiel 1), 1 Vol.-% Y₂O₃ (Alfa Prod.) und 9 Vol.-% ZrC (H.C. Starck) wurden 8 h wie in Beispiel 1, nur in Aceton, attritiert, getrocknet und zu Plättchen verpreßt. Die Plättchen wurden anschließend isostatisch bei 800 MPa nachverdichtet, wonach sie eine Gründichte von 74% TD aufwiesen. Danach wurden sie in Formiergas bei 550°C 4 h geglüht und anschließend an Luft 1 h bei 1500°C gesintert (Aufheizrate 10 K/min). Die so behandelten Plättchen zeigten eine ca. 0,5 mm dicke, dichte reine Oxidhaut. Sie wurden anschließend bei 1400°C in einem Ar-1% O₂-Gasgemisch 1 h heißisostatisch nachverdichtet. Die Randzone aus ZrO₂-haltigem Al₂O₃ vergrößerte sich dadurch auf ca. 3 mm; die Kernzone bestand weiterhin aus den Ausgangssub stanzen. Allerdings wies die Randzone einige wenige Risse auf, durch die eine geringe Menge an flüssigem Al nach außen drang, wo es zu Al₂O₃ reagierte. Nach der Thermoschockbehand lung aus Beispiel 1 erhöhte sich die Zahl der Risse nicht.

Beispiel 4

Es wurde wie in Beispiel 3 verfahren, nur daß statt ZrC 9 Vol.-% ZrB₂ (H.C. Starck) verwendet wurde. Außerdem wurde statt der oxidierenden HIP-Nachverdichtung aus Beispiel 3 wie in Beispiel 1 heißisostatisch nachverdichtet. Danach wiesen die Proben eine ca. 2,5 mm dicke Oxidschicht aus Al₂O₃ und tetragonalem ZrO₂ auf, während die Kernzone aus den Ausgangs substanzen bestand. Der K_{I c} -Wert der Oberfläche war 5,2 MPa/m, der des Inneren 7,6 MPa/m. Eine Abschreckung von 1000°C in 25°C warmen Siliconöl führte zu keiner Rißbildung.

Bei derselben Thermoschockbehandlung an konventionellen SN 80-Wendeschneidplatten zeigten sich dagegen zahlreiche Risse, deren Dichte allerdings nicht so hoch wie bei der Wasserab schreckung war.

Beispiel 5

Es wurde wie in Beispiel 1 verfahren, nur daß statt AlN 20 Vol.-% AlB₂ (H.C. Starck) verwendet wurde. Außerdem wurden die Plättchen wie in Beispiel 3 bei 800 MPa isostatisch nachverdichtet. Nach der Glüh- und HIP-Behandlung wiesen die Proben eine ca. 1 mm dicke Randzone auf. Die Abschreckung wie in Beispiel 4 führte ebenfalls zu keiner Rißbildung.

Beispiel 6

Der Pulvermischung aus Beispiel 1 wurden 10 g metallisches Zirkonium-Pulver (Alfa Products) 4 h lang in Ethanol mecha nisch zulegiert. Anschließend wurde wie in Beispiel 1 verfah ren, nur daß die Plättchen bei einem Druck von 800 MPa isostatisch nachverdichtet wurden. Diese Plättchen wurden danach mit 1 K/min auf 550°C in Formiergas aufgeheizt und 6 h gehalten. Anschließend wurde die Probe mit 15 K/min auf 1550°C an Luft aufgeheizt und 20 min gehalten. Die HIP-Nach verdichtung wurde in Ar bei 1750°C 30 min durchgeführt. Die ZrO₂-verstärkte Randzone war ca. 2,5 MPa/m dick, der Über gangsbereich ca. 1 mm und die abgerundete Kernzone war nur ca. 2,5 mm im Durchmesser. Die Ölabschreckung aus Beispiel 4 führte aber trotzdem zu keiner Rißbildung.

Beispiel 7

Das Pulver aus Beispiel 6 wurde wie in Beispiel 6 zu Plätt chen verpreßt, die anschließend an Luft zunächst mit 1 K/min auf 600°C aufgeheizt und 20 min gehalten wurden. Diese nicht HIP-nachverdichteten Proben zeigten nach der Thermoschockbe handlung aus Beispiel 4 ebenfalls keine Risse.

Beispiel 8

150 g einer Pulvermischung aus 50 Vol.-% Al, 5 Vol.-% Zr, 1 Vol.-% Y₂O₃, 10 Vol.-% Cr (Ventron Chemie) und 24 Vol.-% Al₂O₃ (Ceralox HPA 05) wurden wie in Beispiel 1 attritiert und getrocknet. Das Pulver wurde dann bei 300°C in einer Matrize zu Zylindern mit 10 mm Durchmesser und 6 mm Höhe von 100 MPa 10 min warmgepreßt. Die Gründichte betrug danach < 95% TD. Die Proben wurden anschließend mit 5 K/min auf 1550°C an Luft aufgeheizt und bei dieser Temperatur 30 min gehalten und darauf wie in Beispiel 1 HIP-nachverdichtet. Eine ca. 1,5 mm Randzone war völlig oxidiert, während eine ca. 3 min große Kernzone noch ca. 30 Vol.-% einer metallischen Mischung aus Al, Cr und Zr enthielt. Zum Vergleich wurden gleiche Proben bei 1550°C 4 h an Luft geglüht und so völlig durchoxi diert. Die Ölabschreckung aus Beispiel 4 führte hierbei zu völliger Zerstörung, während die Proben mit dem teiloxidier ten Inneren nur wenig Risse enthielten.

Beispiel 9

10 g einer Pulvermischung aus 40 Vol.-% Al, 10 Vol.-% ZrO₂, 5 Vol.-% ZrN (H.C. Starck) und 15 Vol.-% Al₂O₃ (Ceralox HPA 05) und 30 Vol.-% AlN (Alcan) wurden wie in Beispiel 1 attritiert und getrocknet. Anschließend wurde das Pulver bei 400°C an Luft in einer Stahlmatrize zu Zylindern wie in Beispiel 8 warmgepreßt. Die Gründichte betrug danach < 90% TD. Die Zylinder wurden danach an Luft mit 15 K/min auf 1600°C aufge heizt und 30 min gehalten und danach wie in Beispiel 6 HIP- nachverdichtet. Die Proben, die eine ca. 3 mm große unre agierte Kernzone enthielten, zeigten nach der Ölabschreckung aus Beispiel 4 überhaupt keine Rißbildung.

Beispiel 10

Die warmgepreßten Proben aus Beispiel 9 wurden mit 5 K/min auf 1550°C geheizt und dort 4 h gehalten. Diese nicht HIP- nachverdichteten Proben zeigten nach der Ölabschreckung nur wenige Risse.

Beispiel 11

Das Pulver aus Beispiel 9 wurde wie in Beispiel 1 gepreßt und wärmebehandelt. Auch bei diesen Proben konnten nach der Ölabschreckung keine Risse beobachtet werden.

Claims

1. Keramischer Verbundkörper mit Gehalt an metallischen Komponenten, gekennzeichnet durch eine gasdichte Außenschicht, die vollständig aus ver schleißfester Keramik besteht und ein Innengefüge aus einem cermetartigen Gemisch aus metallischen und kerami schen Phasen, sowie eine Zwischenschicht, welche die keramische Außenschicht mit dem Innengefüge verbindet und einen kontinuierlichen Übergang von der Außenschicht zum metallhaltigen Innengefüge bildet.

2. Verbundkörper nach Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, daß die äußere Schicht zu 50 bis 100 Vol.-% aus feinkör nigem Al₂O₃ und der Rest aus eingelagerten anderen keramischen Phasen besteht.

3. Verbundkörper nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß er als andere eingelagerte Phase eine oder mehrere der folgenden keramischen Phasen enthält: Stabilisiertes oder unstabilisiertes ZrO₂, Cr₂O₃, Nb₂O₅, SiC, TiC, NbC, ZrC, TaC, Cr₂C₃, WC, AlN, Si₃N₄, ZrN, TaN, B₄C, Cr₂B₅, Al₂B₂, TiB₂, ZrB₂, TaB₂.

4. Verbundkörper nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Außenschicht aus Oxiden, Carbiden, Nitriden oder/und Boriden des Aluminiums und Zirkoniums besteht.

5. Verbundkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Außenschicht und die Zwischenschicht unabhängig voneinander jeweils eine Dicke von 10 µm bis 3 mm auf weisen.

6. Verbundkörper nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß sein Innengefüge aus einer Mischung von metallischen und keramischen Phasen besteht, die noch der Zusammen setzung des Grünkörpers entspricht.

7. Verbundkörper nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß sein Innengefüge aus einer Mischung von metallischen und keramischen Phasen besteht, die bei der Wärmebehand lung durch teilweise Reaktion bzw. Umwandlung der im Grünkörper enthaltenen Ausgangsphasen gebildet ist.

8. Verbundkörper nach einem der vorhergehenden Ansprüche, gekennzeichnet durch ein Innengefüge aus 5 bis 60 Vol.-% Al, 0 bis 30 Vol.-% Zr oder/und Nb oder/und Cr oder/und Ta oder/und Ti, jeweils in metallischer Form, wobei der Rest aus bis zu 40 Vol.-% Al₂O₃ und 0 bis 30 Vol.-% einer oder mehrerer der folgenden keramischen Substanzen besteht: ZrO₂, Nb₂O₅, Cr₂O₃, AlN, ZrN, Si₃N₄, TaC, WC, NbC, ZrC, Cr₂C₃, SiC, TiC, B₄C, ZrB₂, AlB, TiB₂, NbB₂, TaB₂.

9. Verbundkörper nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß sein Innengefüge AlN, ZrN, ZrC oder/und ZrB₂ in einer Menge enthält, die einen hohen E-Modul ergibt.

10. Verbundkörper nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Zwischenschicht aus den entsprechenden Phasen der Außenschicht und des Innengefüges besteht.

11. Verfahren zur Herstellung eines Verbundkörpers nach den Ansprüchen 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß man eine innige Mischung von Al und einem oder mehreren der Elemente und Verbindungen Zr, Nb, Cr, Ta, Ti, Al₂O₃, ZrO₂, Nb₂O₅, Cr₂O₃, AlN, ZrN, Si₃N₄, TaC, WC, NbC, ZrC, Cr₂C₃, SiC, TiC, B₄C, ZrB₂, AlB, TiB₂, NbB₂, TaB₂ herstellt, insbesondere durch mechanisches Legie ren, die Mischung pulvermetallurgisch formt und den dabei erhaltenen Grünkörper anschließend unter Bildung der gasdichten Außenschicht wärmebehandelt, wobei diese Wärmebehandlung mindestens zeitweise in Gegenwart von Sauerstoff erfolgt und unter raschem Aufheizen auf eine Temperatur zwischen 800°C und 1700°C nur solange durch geführt wird, daß noch metallische Phase im Innengefüge vorliegt und anschließend gegebenenfalls der gebildete Körper heißisostatisch bei Temperaturen zwischen 1400 und 1800°C in Argon oder Stickstoff oder einem Gemisch von Argon und Sauerstoff nachverdichtet wird.

12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß der Al₂O₃/ZrO₂ bzw. Al/Zr Anteil der Ausgangsmi schung mindestens teilweise durch feinteilige ( als 1 µm) Pulver aus einer oder mehreren der intermetallischen Phasen Al₃Zr, AlZr und AlZr₃ ersetzt wird.

13. Verfahren nach Anspruch 11 oder 12, dadurch gekennzeichnet, daß man die mechanisch legierte Mischung der Ausgangs substanzen durch Attritieren in einem flüssigen organi schen Medium mit ZrO₂-Mahlkörpern herstellt.

14. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß man eine Ausgangsmischung aus Al, Al₂O₃, ZrO₂ und AlN verwendet.

15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, daß die Mischung eine oder mehrere der Komponenten TiC, TiB₂, Y₂O₃, ZrC, AlB₂, Zr, Cr oder ZrN enthält.

16. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß das mechanisch legierte Pulvergemisch bei Temperatu ren zwischen 200 und 500°C zum Grünkörper warmgepreßt oder wärmeextrudiert wird und der Grünkörper an schließend in oxidierender Atmosphäre schnell auf Tempe raturen zwischen 800 und 1700°C aufgeheizt und geglüht wird.

17. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß der Grünkörper zunächst im Vakuum oder in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre bei Temperaturen zwischen 500 und 1400°C vorgesintert und anschließend bei Tempe raturen zwischen 800 und 1700°C in Gegenwart von Sauer stoff nachgeglüht wird.

18. Verfahren nach den Ansprüchen 17 oder 18, dadurch gekennzeichnet, daß der Grünkörper in oxidierender Atmosphäre so schnell aufgeheizt wird, daß die Außenschicht dicht und völlig oxidiert ist, bevor das Innere vollkommen oxidiert wird.

19. Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, daß mit 8-15 K/min aufgeheizt wird.

20. Verwendung eines Verbundkörpers nach einem der Ansprüche 1 bis 10 als verschleiß- und thermoschockfestes Teil im Apparate- und Maschinenbau, insbesondere als Wende schneidplatte.