DE4133351A1 - Gesinterter keramik/metall-verbundwerkstoff und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

Gesinterter keramik/metall-verbundwerkstoff und verfahren zu dessen herstellung

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Description

Die Erfindung betrifft einen gesinterten Keramik/Metall-Verbundwerkstoff und ein Verfahren zu dessen Herstellung.
Von gesinterten polykristallinen keramischen Werkstoffen wird derzeitig aufgrund ihrer ausgezeichneten Wärme-, Abnutzungs- und Korrosionsbeständigkeit erwartet, daß sie weite Anwendungen als z. B. Turboladerrotoren in Automobilen, als verschiedene Schneidwerkzeuge und Werkzeugeinsätze, mechanische Dichtungen und selbst als Sport- und Freizeitprodukte erhalten. Wegen ihrer starken kovalenten und ionischen Bindungen, die im Gegensatz zum Fall bei Metallmaterialien keine wesentliche Verschiebung oder plastische Verformung zulassen, können Keramiken konzentrierte Spannungen nicht ausgleichen, wie sie z. B. am Vorderende eines Risses auftreten, weswegen sie leicht dadurch brechen können, daß sich ein Riß von einem winzigen inneren Defekt oder einem Oberflächenkratzer ausbreitet. Dadurch weisen Keramiken geringe Zähigkeit mit begleitender Sprödigkeit auf, was die Anwendung von Keramiken für die Herstellung großer Teile komplizierter Form ausschließt. Die Anwendung wird also auf Teile mit begrenzten Dimensionen und Formen beschränkt.
Um den Nachteil der Sprödigkeit zu umgehen, wurden Versuche ausgeführt, Verbundwerkstoffe mit einer Keramikmatrix zu erzeugen, die bessere Zähigkeit und Festigkeit aufweisen. In diesen sind winzige Teilchen oder Whisker eines keramischen Materials in einer Matrix eines anderen keramischen Materials verteilt. Dieses Verstärken keramischer Matrixverbundwerkstoffe ist vom Verteilen keramischer Teilchen zum Verteilen von Whiskern und Fasern fortgeschritten, und von einer Intergranularverteilung im Mikrometerbereich zu einer Intragranularverteilung im Nanometerbereich. Insbesondere keramische Matrixverbundwerkstoffe einer Verteilung im Nanometerbereich (im folgenden der Einfachheit halber als keramische Nanometer-Verbundwerkstoffe bezeichnet) sollen eine erhebliche Verbesserung der mechanischen Festigkeit aufweisen, insbesondere bei hoher Temperatur, wie dies z. B. in der japanischen Patentanmeldeveröffentlichung (KOKAI)- 64-87 552 beschrieben ist. Die Anmeldung lehrt, eine α-Aluminiumoxid-Matrix dadurch zu verstärken, daß winzige SiC-Teilchen innerhalb der Körner der Aluminiumoxidmatrix verteilt werden. Daneben ist es auch bekannt, daß verbesserte mechanische Festigkeit in keramischen Nanometer-Verbundwerkstoffen aus Al₂O₃/Si₃N₄ erreicht wird, wobei Si₃N₄ eine Intragranularphase in der Matrix aus Al₂O₃ ist. Entsprechendes gilt für MgO/SiC, wo SiC eine Intragranularphase in einer MgO-Matrix ist. Was eine nichtoxidische Keramikmatrix betrifft, ist vom entsprechenden keramischen Nanometer-Verbundwerkstoff Si₃N₄/SiC bekannt, daß er verbesserte Festigkeit aufweist, wie in der Veröffentlichung "Powder and Powder Metallurgy, Vol. 1.36, S. 243, 1989" beschrieben. Die Veröffentlichung lehrt, [Si(CH)₃]₂NH in einer Atmosphäre aus Ammoniak und Wasserstoff zur Reaktion zu bringen und dabei durch chemische Abscheidung aus der Dampfphase (CVD = Chemical Vapour Deposition) ein amorphes Verbundpulver aus Si-C-N zu erhalten, das dann weiterbehandelt wird, um den zugehörigen keramischen Verbundwerkstoff Si₃N₄/SiC zu erhalten, in dem SiC-Teilchen in den Körnern der Si₃N₄-Matrix verteilt sind.
Was die Zähigkeit betrifft, können die keramischen Matrixverbundwerkstoffe mit Verteilung im Mikrometerbereich (im folgenden der Einfachheit halber als keramische Mikrometer-Verbundwerkstoffe bezeichnet) eine verbesserte Bruchfestigkeit von etwa 10 MPa/m² für eine Keramikmatrix aufweisen, in der ZrO₂-Teilchen oder -Whisker verteilt sind. Eine noch weiter verbesserte Bruchfestigkeit von etwa 20 bis 30 MPa/m² gilt für eine Keramikmatrix, in der lange SiC-Fasern verteilt sind. Dagegen weisen keramische Nanometer-Verbundwerkstoffe nur eine Bruchfestigkeit von etwa 30 bis 40% derjenigen keramischer Mikrometer-Verbundwerkstoffe auf. Trotz der geringeren Bruchfestigkeit weisen keramische Nanometer-Verbundwerkstoffe eine um 160 bis 200% verbesserte mechanische Festigkeit gegenüber keramischen Mikrometer-Verbundwerkstoffen auf. Dementsprechend ist es höchst wünschenswert, die Bruchfestigkeit der keramischen Nanometer-Verbundwerkstoffe zu erhöhen, damit sie ausgezeichnete Zähigkeit mit guter Bruchfestigkeit kombinieren können.
Die erfindungsemäße Lehre wurde angesichts der vorstehend beschriebenen Schwierigkeiten aufgeteilt. Ihr liegt insbesondere die Aufgabe zugrunde, einen gesinterten Keramik/Metall-Verbundwerkstoff anzugeben, der ausgezeichnete mechanische Festigkeit mit einer Bruchfestigkeit kombiniert, wie sie für die Verwendung bei strukturierten Materialien ausreichend ist. Der erfindungsgemäße gesinterte Keramik/Metall-Verbundwerkstoff weist eine Keramikmatrix aus einer polykristallinen Keramik und eine metallische Phase oder einen metallischen Bestandteil mit einer Schmelztemperatur auf, die höher ist als die Sintertemperatur der Keramikmatrix. Die metallische Phase ist innerhalb der Körner der Keramikmatrix so verteilt, daß sie eine intragranulare Verteilung im Nanometerbereich bewirkt. Eine derartig verteilte metallische Phase oder ein metallischer Bestandteil wirkt dahingehend, daß er das Ausbreiten eines Bruchs in den Körnern der Keramikmatrix verhindert, wodurch die Zähigkeit stark erhöht wird, während ausgezeichnete mechanische Festigkeit erhalten bleibt.
Eine andere Aufgabe der Erfindung besteht darin, verschiedene Verfahren zum erfolgreichen Herstellen eines Keramik/Metall-Verbundwerkstoffs anzugeben, bei dem eine metallische Phase intragranular in den Körnern einer Keramikmatrix verteilt ist. Zu diesen Verfahren gehören:
  • 1. Herstellen eines Pulvergemischs mit einem Keramikpulver mit einer mittleren Teilchengröße von 0,5 µm oder weniger und 5 bis 50 Vol.-% mindestens eines metallischen Elements aus den Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems, und Sintern der Pulvermischung.
  • 2. Herstellen eines Pulvergemischs mit einem Keramikpulver mit einer mittleren Teilchengröße von 0,5 µm oder weniger und eines Metalls oder eines Metalloxids mindestens eines metallischen Elements aus den Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems, und Sintern der Pulvermischung zunächst in atmosphärischer Umgebung und anschließendes Sintern in reduzierender Umgebung.
  • 3. Herstellen eines Pulvergemischs eines Keramikpulvers mit einer mittleren Teilchengröße von 0,5 µm oder weniger und eines Metalloxids oder -hydrids mindestens eines metallischen Elements aus den Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems, und Sintern der Pulvermischung in reduzierender Umgebung.
  • 4. Herstellen eines Gemischs eines Keramikpulvers mit einer mittleren Teilchengröße von 0,5 µm oder weniger, eines Metallalkyloxids mindestens eines metallischen Elements aus den Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems und Alkohol, Hydrolisieren und Aufheizen des Gemischs zum Umwandeln in ein resultierendes Pulvergemisch und anschließendes Sintern des Pulvergemischs in reduzierender Umgebung.
  • 5. Auflösen eines Metallalkyloxids mindestens eines metallischen Elements aus den Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems und eines Alkyloxids eines Materials, das eine Keramik bildet, in Alkohol, Hydrolisieren und Aufheizen der alkoholischen Lösung zum Erhalten eines resultierenden Pulvergemischs und Sintern des Pulvergemischs in reduzierender Atmosphäre.
  • 6. Auflösen eines Metallalkyloxids mindestens eines metallischen Elements aus den Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems zusammen mit einem Alkyloxid eines Elements, das eine Keramik bildet, in Alkohol, Aufheizen der Lösung zum Erzeugen eines Mischalkyloxids gefolgt durch Hydrolisieren und Aufheizen des resultierenden Mischalkyloxids zum Erhalten eines entsprechenden Pulvergemischs und anschließendes Sintern des Pulvergemischs in reduzierender Umgebung.
Mit den vorstehenden Verfahren kann die metallische Phase leicht und mit gutem Erfolg während des Sinterns in die Keramikmatrix so eingeschlossen werden, daß sie als fein dispergierte Metallteilchen innerhalb der Körner der Keramikmatrix ausfallen, was zu einer Verteilung der Metallteilchen im Nanometerbereich führt, woraus erheblich verbesserte Zähigkeit unter Beibehaltung der ausgezeichneten Festigkeit der Kermaikmaterialien folgt. Das Erzielen dieser Wirkung stellt eine weitere Aufgabe der Erfindung dar.
Diese und weitere Aufgaben und Vorteile der Erfindung werden aus der folgenden Beschreibung und Ausführungsbeispielen der Erfindung in Zusammenhang mit den Zeichnungen näher ersichtlich.
Fig. 1 ist ein Diagramm, das die Dreipunkt-Biegefestigkeit (MPa) für einen gemäß einem Beispiel 1 der Erfindung erhaltenen Keramik/Metall-Verbundwerkstoff im Temperaturbereich zwischen Zimmertemperatur und 1400°C zeigt;
Fig. 2 ist eine Transmissionselektronenstrahl-Photographie, die die Körnerstruktur des Verbundwerkstoffs gemäß dem Beispiel 1 zeigt;
Fig. 3 ist eine Rasterelektronenmikroskop-Photographie, die die Körnerstruktur an einer Bruchfläche des Verbundwerkstoffs von Beispiel 1 zeigt;
Fig. 4 ist ein Diagramm entsprechend dem von Fig. 1, jedoch für einen Keramik/Metall-Verbundwerkstoff, wie er gemäß einem Beispiel 3 erhalten wurde;
Fig. 5 ist eine Transmissionselektronenstrahl-Photographie, die die Körnerstruktur eines nach einem Beispiel 7 erhaltenen Verbundwerkstoffs zeigt, und
Fig. 6 ist eine Rasterelektronenstrahl-Photographie, die die Körnerstruktur der Bruchfläche des Verbundwerkstoffs gemäß dem Beispiel 7 zeigt.
Die vorliegende Erfindung wird im folgenden genauer beschrieben. Die bei der Erfindung verwendete Keramikmatrix kann durch Metalloxide oder nichtoxidische Metallverbindungen gebildet sein, z. B. durch Al₂O₃ oder MgO, teilweise stabilisiertes Zirkonoxid, Mullit, Cordierit, Si₃N₄, SiC und AlN, die bei Atmosphären- oder erhöhtem Druck in eine dicht gepackte Struktur gesintert werden können. Um dafür zu sorgen, daß die größe Menge des metallischen Elements während des Sinterprozesses in die Körner der Keramikmatrix wandert, sollte die Keramik als Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 0,5 µm oder weniger vorliegen, und sie sollte so beschaffen sein, daß Kornwachstum während des Sinterns stattfindet.
Wenn teilweise stabilisiertes Zirkonoxid für die Keramikmatrix verwendet wird, soll es vorzugsweise CeO₂ als stabilisierende Substanz enthalten, insbesondere mit 5 bis 30 Mol.-%. Bei diesem Mengenanteil hat das teilweise stabilisierte Zirkonoxid im wesentlichen tetragonale Struktur, oder es besteht aus einer Mischung von Phasen des tetragonalen und kubischen Systems. Dadurch wird der teilweise stabilisierten Zirkonoxidmatrix verbesserte mechanische Festigkeit verliehen. Wenn CeO₂ mit weniger als 0,5 Mol.-% enthalten ist, tritt unvollständige Ausbildung einer metastabilen Phase im tetragonalen System auf. Bei über 30 Mol.-% CeO₂ herrscht das kubische System vor, was die Festigkeit der Zirkonoxidmatrix verringert.
Die metallische Phase muß eine Schmelztemperatur aufweisen, die über der Sintertemperatur der Keramikmatrix liegt. Sie muß auch mit so kleinen Teilchen hergestellt werden, daß sie während des Sinterns in die Körner der Keramikmatrix eingelagert werden kann. Wenn Metallpulver verwendet wird, soll die mittlere Teilchengröße etwa 1 µm betragen. Die metallische Phase kann teilweise an den Korngrenzen verbleiben, jedoch wird sie vorzugsweise ganz innerhalb der Körner der Keramikmatrix verteilt. In dieser Hinsicht ist die Metallphase vorzugsweise mit 0,5 bis 50 Vol.-% vorhanden, noch bevorzugter mit 2,5 bis 30 Vol.-%, bezogen auf den Keramik/Metall-Verbundwerkstoff. Unterhalb von 0,5 Vol.-% der metallischen Phase ist keine wesentliche Verbesserung der Zähigkeit zu erwarten. Wenn die metallische Phase über 30 Vol.-% zunimmt besteht erhöhte Wahrscheinlichkeit gegenseitiger Berührung, was zu einem entsprechend großen Kornwachstum der metallischen Phase während des Sinterns führt, und zwar in einem solchen Ausmaß, daß die Metallteilchen nicht ausreichend in die Körner der Keramikmatrix wandern, wodurch die Zähigkeit mit zunehmender Menge der metallischen Phase allmählich erniedrigt wird. Wenn 50 Mol.-% überschritten werden, kann die metallische Phase während des Sinterns nicht mehr in die Körner der Keramikmatrix wandern und verbleibt an den Korngrenzen der Matrix, was zu einem kritischen Abfall in der Festigkeit führt.
Das die metallische Phase bildende metallische Element wird unter Berücksichtigung der Sintermöglichkeit mit der Keramikmatrix ausgewählt. Dazu zählen Ti, Zr, Hf aus der Gruppe IVa, V, Nb, Ta aus Gruppe Va und Cr, Mo, W aus Gruppe VIa des Periodensystems. Mindestens eines solcher metallischen Elemente kann zum Bilden der metallischen Phase ausgewählt werden. Die metallische Phase kann dadurch erhalten werden, daß entweder ein metallisches Element selber verwendet wird oder ein Metalloxid, ein Metallhydrid oder ein Metallalkyloxid.
Wenn die Verträglichkeit der Sinterbarkeit für die Keramikmatrix und die metallische Phase in Hinsicht auf den Ausdehnungskoeffizienten betrachtet wird, stellt sich heraus, daß es von Vorteil ist, eine metallische Phase zu verteilen, deren Ausdehnungskoeffizient kleiner ist als der der Keramikmatrix, da dies zum Verbessern der Zähigkeit der Keramikmatrix beiträgt. Die Erfindung ist jedoch nicht hierauf beschränkt. Wenn die Keramikmatrix aus einem Metalloxid, z. B. Al₂O₃ oder MgO und insbesondere stabilisiertem Zirkonoxid, jedoch nicht Mullit oder Cordierit gebildet ist, führen die oben aufgelisteten metallischen Elemente alle zu zufriedenstellenden Eigenschaften, da ihre jeweiligen Schmelzpunkte höher liegen als die Sintertemperatur der Keramikmatrix. Auch sind die jeweiligen Ausdehnungskoeffizienten kleiner als derjenige der Keramikmatrix. Wenn anderseits Mullit oder Kordierit als Oxidkeramik oder nichtoxidische Keramiken wie Si₃N₄, SiC oder AlN verwendet werden, deren Ausdehnungskoeffizienten nahezu mit denjenigen der oben aufgelisteten metallischen Elemente übereinstimmen, tritt dennoch eine Verbesserung der Zähigkeit durch Einschluß des metallischen Elements oder der metallischen Elemente auf.
Es wird nun ein Mechanismus diskutiert, gemäß dem die Zähigkeit und Hochtemperaturfestigkeit der erfindungsgemäßen Keramik/Metall-Verbundwerkstoffe verbessert wird. Die metallische Phase oder die metallischen Teilchen, die in den Körnern der Keramikmatrix verteilt sind und sich teilweise an den Korngrenzen befinden, wirken dahin, daß sie anormales Kornwachstum der Keramikmatrix während des Sinters verhindern und damit für eine feine Struktur sorgen, wodurch der Ursprungseffekt für Bruch erheblich verringert wird, wodurch die Festigkeit erheblich erhöht wird. Darüber hinaus verbessern die verteilten metallischen Teilchen aufgrund der ihnen innewohnenden plastischen Verformbarkeit die Zähigkeit. Diese verbesserte Zähigkeit wird dem Verhalten der verteilten Metallteilchen dahingehend zugeschrieben, daß diese das vordere Ende eines sich ausbreitenden Risses abstumpfen oder es festhalten, wodurch die Spannungskonzentration am vorderen Ende des Risses verringert wird.
In einem Keramik/Metall-Verbundwerkstoff mit einer metallischen Phase mit einem Ausdehnungskoeffizienten, der geringer ist als derjenige der Keramikmatrix, wirkt die metallische Phase verstärkt dahin, die Zähigkeit zu verbessern. Ein Unterschied in den Ausdehnungskoeffizienten der metallischen Phase und der Keramikmatrix führt zu einem Restspannungsfeld in der Keramikmatrix und um die metallische Phase während des Abkühlens des Keramik/Metall-Verbundwerkstoffs nach dem Sintern. Diese Restspannungsfelder wirken auf den Ausbreitungswert von Rissen dahin, daß sie die Rißfortpflanzung weiter abblocken. Das heißt, daß während des Abkühlens einer metallischen Phase mit kleinerem Ausdehnungskoeffizienten Zugspannungen und damit Restspannungsfelder entstehen, durch die die Risse dazu veranlaßt werden, sich in solcher Weise auszubreiten, daß sie an der metallischen Phase ankommen, wodurch Brüche zwischen den Körnern verursacht werden. Dadurch läuft ein Riß mit erhöhter Wahrscheinlichkeit in eine metallische Phase mit plastischer Deformierbarkeit, wodurch seine weitere Ausbreitung abgeblockt wird. Betrachtet man die Verbesserung der Zähigkeit mit Hilfe der effektiven Bruchenergie, wird erwartet, daß das Abblocken der Rißausbreitung zu einem Erhöhen der Oberflächenenergie von etwa 0,5 bis 6 J/m² führt, während plastische Deformation einer metallischen Phase Energie von etwa 2000 bis 3000 J/m² absorbieren kann. Dadurch kann die metallische Phase durch plastische Deformierbarkeit den Spannungsabbaumechanismus am vorderen Ende eines Risses verbessern, wodurch die Zähigkeit in einem nicht erwarteten Ausmaß erhöht wird. Darüber hinaus wird während des Abkühlens des Keramik/Metall-Verbundwerkstoffes nach dem Sintern die in der Keramikmatrix verteilte metallische Phase in Richtung ihrer Achsen zu Restdruckfestigkeitsfeldern führen, die die Körner der Keramikmatrix selbst stärken, wodurch die Festigkeit des Verbundwerkstoffs weiter erhöht wird. Es wird darauf hingewiesen, daß die erheblich verbesserte Zähigkeit auch auf die Tatsache zurückgeführt wird, daß das Vorderende eines Risses beim Ausbreiten des Risses zwischen benachbarten Metallteilchen der metallischen Phase abgelenkt wird.
Was die Hochtemperaturfestigkeit betrifft, führt die in den Körnern der Keramikmatrix verteilte metallische Phase zu den folgenden Effekten, die selbst bei hoher Temperatur vorhanden sind und auch dann noch die Hochtemperaturfestigkeit des Keramik/Metall-Verbundwerkstoffs erhöhen. Ein Effekt besteht darin, daß die metallische Phase Matrixverschiebungen verhindert und dadurch plastische Deformation bei hohen Temperaturen begrenzt, wodurch die Kriechfestigkeit verbessert wird. Ein anderer Effekt ist der, daß die in den axialen Richtungen der metallischen Phase hervorgerufene Restdruckfestigkeit dazu führt, daß Korngrenzen sich verschieben können oder Hohlräume gebildet werden, die andernfalls die Hochtemperaturfestigkeit erniedrigen würden. Ein weiterer Effekt ist der, daß die Restzugfestigkeit, die um die metallische Phase besteht, dazu führt, daß die genannten Risse zwischen den Körnern auch bei hoher Temperatur auftreten. Wegen der vorstehend genannten Gründe wird erwartet, daß ein Keramik/Metall-Verbundwerkstoff selbst bei Temperaturen von 1000°C keine kritische Verringerung seiner Festigkeit zeigt.
Beim Verfahren 1) zum Herstellen des Keramik/Metall-Verbundwerkstoffs aus einem Pulvergemisch mit einem Keramikpulver und mindestens einem metallischen Element aus den Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems wird die Pulvermischung als Gemisch eines Keramikpulvers mit einer mittleren Teilchengröße von 0,5 µm oder weniger und eines Metallpulvers mit einer mittleren Teilchengröße von 1 µm oder weniger hergestellt. Alternativ kann das Pulvergemisch dadurch hergestellt werden, daß das Keramikpulver mit einer mittleren Teilchengröße von 0,5 µm oder weniger mit dem Metall beschichtet wird und das resultierende Verbundpulver zu feinen Teilchen vermahlen wird. Auch können Körner des aggregierten Keramikpulvers einer mittleren Teilchengröße von 0,5 µm oder weniger mit dem Metall beschichtet werden, und die resultierenden beschichteten Körner können zu feinen Teilchen vermahlen werden. Die Mischung wird z. B. dadurch erzeugt, daß ein geeigneter Anteil des Keramikpulvers und des Metallpulvers gemeinsam mit einem geeigneten Lösungsmittel wie Ethanol, Aceton, Toluol in eine Naß-Kugelmühle gegeben werden, um das Gemisch zu mahlen, woraufhin ein Erhitzen zum Herstellen des feinen Verbundpulves erfolgt. Das Pulvergemisch kann auch in inerter Gasatmosphäre wir Argon oder dergleichen vermischt und in eine Trocken-Kugelmühle gemahlen werden. Das sich ergebende gemischte oder feine Verbundpulver wird mit Hilfe einer herkömmlichen Formgebungspresse, wie mit einer Trockenpresse, oder durch Einspritzen in eine Form in einen Preßling gewünschter Gestalt geformt. Anschließend wird der Preßling entweder unter Atmosphärendruck oder im Vakuum mit einer Gasdruckpresse, einer Heißpresse oder einer Heiß-Hydraulikpresse [HIP] gesintert, um einen gesinterten Keramik/Metall-Verbundwerkstoff feiner Struktur zu erhalten. Das Sintern und das Ausbilden des Preßlings können gleichzeitig erfolgen. Um Oxidation des Keramikpulvers und des Metallpulvers zu vermeiden, erfolgt das Sintern vorzugsweise im Vakuum, einer Inertgasatmosphäre von Stickstoff und/oder Argon oder einer reduzierenden Wasserstoffatmosphäre. Wenn unter Benutzung einer Heiß-Hydraulikpresse gesintert wird, kann der Preßling vorab bei Atmosphärendruck erhitzt werden, oder unter Benutzung einer Heißpresse kann ein vorab erhitztes Produkt mit verringerter Anzahl offener Poren hergestellt werden. Auch kann der Preßling durch ein luftdichtes Metall oder eine Glasdichtung vor dem Sintern in einer Hydraulikpresse eingekapselt werden.
Beim Verfahren 2) zum Herstellen des Keramik/Metall-Verbundwerkstoffs aus einem Pulvergemisch eines Keramikpulvers und eines Metalls oder Metalloxids wird das Pulvergemisch zunächst an Umgebungsatmosphäre erhitzt, um Mischoxide aus dem Keramikmaterial und dem Metall herzustellen. Die sich ergebende Mischoxide des Keramikmaterials und des Metalls führen dazu, daß sich bei anschließendem Sintern in reduzierender Atmosphäre das Metall in Form sehr feiner Teilchen in der Keramikmatrix niederschlägt, wodurch Intragranularverteilung der Metallteilchen innerhalb der Körner der Keramikmatrix im Nanometerbereich erzielt wird. Im so erhaltenen keramischen Nanometer-Verbundwerkstoff ist die Grenzfläche zwischen den Metallteilchen und der Keramikmatrix stark aktiviert, was zu starken Grenzflächenbindungskräften führt, die sowohl für ausgezeichnete Zähigkeit wie Festigkeit verantwortlich sind. Das Pulvergemisch des Keramikmaterials und des Metalls und/oder des Metalloxids wird als Gemisch des Keramikpulvers und des Metalls und/oder des Metalloxids in geeignetem Verhältnis hergestellt. Das Gemisch wird dann zusammen mit einem geeigneten Lösungsmittel wie Ethanol, Aceton, Toluol in eine Naß-Kugelmühle gegeben, um das Gemisch zu mahlen und es dann zu erhitzen, um ein feines Verbandpulver herzustellen. Das Pulvergemisch kann trocken in Anwesenheit eines Inertgases, wie Argon oder dergleichen, mit einer Trocken-Kugelmühle gemahlen werden.
Das vorläufige Erhitzen wird vorzugsweise bei Temperaturen von 500 bis 1200°C für eine Stunde bis 24 Stunden in Anwesenheit von Sauerstoff ausgeführt, um die Mischoxide des Keramikmaterials und des Metalls herzustellen. Darüber hinaus ist es von Vorteil, das vorab erhitzte Produkt erneut zu mahlen, um ein Pulver für das anschließende Sintern zu erhalten. Derartiges Mahlen kann mit Hilfe einer Trocken-Kugelmühle erfolgen oder dadurch, daß das vorab erhitzte Produkt zusammen mit einem Lösungsmittel, wie Ethanol, Aceton oder Toluol, in eine Naß-Kugelmühle gegeben wird und das resultierende Pulver getrocknet wird. Das resultierende Pulver wird mit Hilfe herkömmlicher Formgebungspressen, wie einer Trockenpresse gepreßt, oder es wird durch ein Spritzgießverfahren in einem Preßling gewünschter Form überführt. Anschließend wird der Preßling entweder unter Atmosphärendruck oder im Vakuum mit einer Gasdruckpresse, einer Heißpresse oder einer Heiß-Hydraulikpresse [HIP] gesintert, um einen gesinterten Keramik/Metall-Verbundwerkstoff feiner Struktur zu erhalten. Das Sintern und Ausbilden des Preßlings können gleichzeitig erfolgen. Das Sintern sollte in reduzierender Atmosphäre, z. B. Wasserstoffatmosphäre, erfolgen, bis das Metalloxid in die Metallteilchen reduziert ist, die in der Keramikmatrix zu verteilen sind. Wenn das Metalloxid reduziert ist, erfolgt das anschließende Sintern vorzugsweise im Vakuum, einer Inertgasatmosphäre aus Stickstoff und/oder Argon oder einer reduzierenden Wasserstoffatmosphäre, um ein Oxidieren des Keramikpulvers und des Metallpulvers zu verhindern. Wenn mit einer Heißhydraulikpresse gesintert wird, kann der Preßling vorab bei Atmosphärendruck erhitzt werden, oder er kann mit Hilfe einer Heißpresse in vorab erhitztes Produkt mit verringerter Anzahl offener Poren überführt werden, oder der Preßling kann mit Hilfe eines luftdichten Metalls oder einer Glasdichtung vor dem Sintern in der Hydraulikpresse eingekapselt werden.
Beim Verfahren 3) zum Herstellen des Keramik/Metall-Verbundwerkstoffs aus einem Pulvergemisch eines Keramikpulvers und eines Metalloxids oder -hydrids wird die Pulvermischung in reduzierender Atmosphäre gesintert, damit das Metalloxid oder -hydrid umgewandelt wird und in Form sehr feiner Metallteilchen in der Keramikmatrix ausfällt, wodurch die Grenzflächen zwischen den Metallteilchen und der Keramikmatrix energetisch aktiviert werden, was zu sehr starken Grenzflächenbindungskräften führt, die für ausgezeichnete Zähigkeit und Festigkeit verantwortlich sind. Die Pulvermischung wird als Gemisch des Keramikpulvers und des Metalloxids oder -hydrids in geeignetem Verhältnis hergestellt, und es wird zusammen mit einem geeigneten Lösungsmittel, wie Ethanol, Aceton, Toluol, in eine Naß-Kugelmühle gegeben, um dort gemahlen zu werden. Die Mischung wird dann zum Erhalten eines feinen Mischpulvers erhitzt. Statt dessen kann die Pulvermischung des Keramikpulvers und des Metalloxids oder -hydrids mechanochemisch in trockenem Zustand mit Hilfe einer Kugelmühle, einer Planetenkugelmühle oder einer Hochenergiekugelmühle (bekannt als "Attoritor" der Firma Union Process Corp.) in ein Gemisch eines sehr feinen Pulvers gemahlen werden, bei dem das Metalloxid oder -hydrid als Pulver in im wesentlichen amorphen Zustand vorliegt. Mit einem derart feinen Pulvergemisch ist es möglich, während des Sinterns in reduzierender Atmosphäre extrem feine Metallteilchen in der Keramikmatrix auszufällen, wodurch Intragranularverteilung der Metallteilchen in den Körnern der Keramikmatrix im Nanometerbereich erzielt wird.
Das resultierende Pulver wird mit Pulver herkömmlicher Formgebungspressen wie einer Trockenpresse gepreßt, oder es wird durch ein Spritzgießverfahren in einem Preßling gewünschter Form überführt. Anschließend wird der Preßling entweder unter Atmosphärendruck oder im Vakuum mit einer Gasdruckpresse, einer Heißpresse oder einer Heiß-Hydraulikpresse [HIP] gesintert, um einen gesinterten Keramik/Metall-Verbundwerkstoff feiner Struktur zu erhalten. Das Sintern und Ausbilden des Preßlings können gleichzeitig erfolgen. Das Sintern sollte in reduzierender Atmosphäre, z. B. Wasserstoffatmosphäre, erfolgen, bis das Metalloxid in die Metallteilchen reduziert ist, die in der Keramikmatrix zu verteilen sind. Wenn das Metalloxid reduziert ist, erfolgt das anschließende Sintern vorzugsweise im Vakuum, einer Inertgasatmosphäre aus Stickstoff und/oder Argon oder einer reduzierenden Wasserstoffatmosphäre, um ein Oxidieren des Keramikpulvers und des Metallpulvers zu verhindern. Wenn mit einer Heißhydraulikpresse gesintert wird, kann der Preßling vorab bei Atmosphärendruck erhitzt werden, oder er kann mit Hilfe einer Heißpresse in ein vorab erhitztes Produkt mit verringerter Anzahl offener Poren überführt werden, oder der Preßling kann mit Hilfe eines luftdichten Metalls oder einer Glasdichtung vor dem Sintern in der Hydraulikpresse eingekapselt werden.
Beim Verfahren 4) zum Herstellen eines Keramik/Metall-Verbundwerkstoffs aus einem Gemisch eines Keramikpulvers und eines Metallalkyloxids und Alkohol wird die Mischung zunächst hydrolisiert, um feine Teilchen des zugehörigen Metalloxids verteilt im Alkohol zu erhalten. Dann wird erhitzt, um ein feines Metalloxidpulver zu erzielen. Während des anschließenden Sinterns in reduzierender Atmosphäre kann das feine Metalloxidpulver in Metall reduziert werden, wodurch das Metall in Form sehr feiner Teilchen in der Keramikmatrix ausfällt, was zu Intragranularverteilung der Metallteilchen in den Körnern der Keramikmatrix im Nanometerbereich führt. Derartige Verteilung im Nanometerbereich aktiviert die Grenzflächen zwischen den Metallteilchen und der Keramikmatrix energetisch und führt dadurch zu einem Keramik/Metall-Verbundwerkstoff mit sehr starken Grenzflächenbindungskräften, die für ausgezeichnete Zähigkeit und Festigkeit verantwortlich sind.
Das Erhitzen des Keramik- und Metalloxidgemischs nach der Hydrolyse wird z. B. bei 800°C für wenige Stunden vollzogen. Jedoch ist die Erfindung hierauf nicht begrenzt. Das resultierende Pulver wird mit Hilfe herkömmlicher Formgebungspressen, wie einer Trockenpresse gepreßt, oder es wird durch ein Spritzgießverfahren in einem Preßling gewünschter Form überführt. Anschließend wird der Preßling entweder unter Atmosphärendruck oder im Vakuum mit einer Gasdruckpresse, einer Heißpresse oder einer Heiß-Hyraulikpresse [HIP] gesintert, um einen gesinterten Keramik/Metall-Verbundwerkstoff feiner Struktur zu erhalten. Das Sintern und Ausbilden des Preßlings können gleichzeitig erfolgen. Das Sintern sollte in reduzierender Atmosphäre, z. B. Wasserstoffatmosphäre, erfolgen, bis das Metalloxid in die Metallteilchen reduziert ist, die in der Keramikmatrix zu verteilen sind. Wenn das Metalloxid reduziert ist, erfolgt das anschließende Sintern vorzugsweise im Vakuum, einer Inertgasatmosphäre aus Stickstoff und/oder Argon oder einer reduzierenden Wasserstoffatmosphäre, um ein Oxidieren des Keramikpulvers und des Metallpulvers zu verhindern. Wenn mit einer Heißhydraulikpresse gesintert wird, kann der Preßling vorab bei Atmosphärendruck erhitzt werden, oder er kann mit Hilfe einer Heißpresse in ein vorab erhitztes Produkt mit verringerter Anzahl offener Poren überführt werden, oder der Preßling kann mit Hilfe eines luftdichten Metalls oder einer Glasdichtung vor dem Sintern in der Hydraulikpresse eingekapselt werden.
Beim Verfahren 5) zum Herstellen eines Keramik/Metall-Verbundwerkstoffs aus einem Gemisch eines Metallalkyloxids und einem Alkyloxid eines Elements, das eine Keramik bildet, in Alkohol wird das Gemisch oder die alkoholische Lösung zunächst hydrolisiert, um feine Teilchen der Keramik und des Metalloxids zu erzeugen, die im Alkohol verteilt sind. Dann wird zum Erhalten feiner Teilchen erhitzt. Während des anschließenden Sinterns in reduzierender Atmosphäre wird das feine Metalloxid in das zugehörige Metall reduziert, wodurch es in Form sehr feiner metallischer Teilchen in der Keramikmatrix ausfällt, was zu Intragranularverteilung der Metallteilchen in den Körnern der Keramikmatrix im Nanometerbereich führt. Eine derartige Verteilung im Nanometerbereich aktiviert die Grenzflächen zwischen den Metallteilchen und der Keramikmatrix energetisch und führt dadurch zu einem Keramik/Metall-Verbundwerkstoff mit sehr starken Grenzflächenbindungskräften, die für ausgezeichnete Zähigkeit und Festigkeit verantwortlich sind. Dieses Verfahren stimmt im wesentlichen mit dem Verfahren 4) überein, mit Ausnahme, daß das Alkyloxid des eine Keramik bildenden Elements statt dem Keramikpulver verwendet wird. Dadurch kann das Herstellen des Preßlings und das Sintern genauso erfolgen wie beim Verfahren 4).
Beim Verfahren 6) zum Herstellen eines Keramik/Metall-Verbundwerkstoffs aus einem Gemisch eines Metallalkyloxids und einem Alkyloxid eines eine Keramik bildenden Elements in Alkohol wird die Mischung oder die alkoholische Lösung zunächst erhitzt, um ein Mischalkyloxid zu erzeugen, das anschließend hydrolisiert wird, damit zugehörige Mischoxidteilchen der Kermaik und des Metalls verteilt im Alkohol entstehen. Dann wird erhitzt, um feine Mischoxidteilchen zu erhalten. Während des anschließenden Sinterns in reduzierender Umgebung werden die feinen Mischoxidteilchen in die zugehörige Keramikmatrix und die metallische Phase umgewandelt, wobei das Metall in Form sehr feiner Teilchen in der Keramikmatrix ausfällt, wodurch Intragranularverteilung der Teilchen in den Körnern der Keramikmatrix im Nanometerbereich bewirkt wird. Diese Verteilung im Nanometerbereich aktiviert die Grenzflächen zwischen den Metallteilchen und der Keramikmatrix energetisch und führt dadurch zu einem Keramik/Metall-Verbundwerkstoff mit sehr starken Grenzflächenbindungskräften, die für ausgezeichnete Zähigkeit und Festigkeit verantwortlich sind.
Das Erhitzen zum Erzeugen des Mischalkyloxids wird vorzugsweise bei etwa 100°C für mehere Stunden ausgeführt, ist jedoch nicht hierauf beschränkt. Dieses Verfahren stimmt im wesentlichen mit dem oben beschriebenen Verfahren 5) überein, mit der Ausnahme, daß das Mischalkyloxid zusätzlich beim Erhitzen vor der Hydrolyse erzeugt wird. Daher kann das Herstellen eines Preßlings und das Sintern genauso wie beim Verfahren 5) erfolgen.
Die folgenden Beispiele und Vergleichsbeispiele zeigen Vergleichsergebnisse für Verbundwerkstoffe mit Metallteilchen, die in unterschiedlichen Anteilen in einer Keramikmatrix verteilt sind. Diese Beispiele dienen nur zur Veranschaulichung und nicht zur Beschränkung des Schutzumfangs.
Versuchsbedingungen und Meßergebnisse sind teilweise in Tabellen zusammengefaßt. Diese befinden sich am Ende der Beschreibung.
Beispiele 1 bis 6 und Vergleichsbeispiele 1 und 2
Aluminiumoxidpulver [α-Al₂O₃] von mindestens 99,9% Reinheit und mit einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit Wolfram [W]-Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,35 µm gemischt, wobei letzteres mit 0 bis 60 Vol.-%, bezogen auf das Gesamtvolumen, zugesetzt wurde, wie dies in Tabelle 1 aufgelistet ist. So wurde ein Pulvergemisch oder ein Pulver aus reinem Aluminiumoxid hergestellt. Das sich ergebende Pulvergemisch oder das reine Pulver wurden in eine Naß-Kugelmühle mit einem Polyethylengefäß und polyethylenbeschichteten Eisenkugeln zusammen mit dem Lösungsmittel Aceton gegeben, und es wurde 24 Stunden lang gemahlen. Das sich ergebende feine Pulver wurde dann in eine Graphitform gegossen und in reduzierender Wasserstoffatmosphäre bis auf 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintern in Vakuum von 10-4 Torr oder höher bei einer Temperatur von 1400°C für eine Stunde unter einem Druck von 30 MPa, um ein scheibenförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten.
Die Sinterprodukte der Beispiele 1 bis 6 mit zugesetzten Wolframmengen von 50 Vol.-% oder weniger wiesen alle eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von 99% oder mehr und einer Porosität von 1% oder weniger auf. Durch Rasterelektronenmikroskopie und Transmissionselektronenstrahlmikroskopie wurde festgestellt, daß W-Teilchen mit Sicherheit innerhalb der α-Al₂O₃-Körner vorhanden sind. Durch chemische und durch quantitative Röntgenbeugungsanalyse wurde sichergestellt, daß die jeweiligen Sinterprodukte dieselben Verhältnisse der Bestandteile aufwiesen wie die anfänglichen Gemische gemäß Tabelle 1. Die Menge von Wolfram an den Korngrenzen nahm mit der zugesetzten Wolframmenge zu. Beim Vergleichsbeispiel 2) mit 60 Vol.-% Wolfram befanden sich im wesentlichen alle Wolframteilchen an den Korngrenzen.
Dann wurden die scheibenförmigen Sinterprodukte geschnitten und zu Proben von jeweils 4×3×35 mm geschliffen. An den Proben wurde die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertempe­ ratur gemäß dem japanischen Industriestandard (JIS) R-1601 gemessen. Darüber hinaus wurden die Proben spiegelglatt po­ liert, und es wurden die Vickershärte und die Bruchfestig­ keit bei Zimmertemperautr gemäß JIS R-1607 nach dem SEPB (Single Edge Precracked Beam)-Verfahren geprüft. Die Tester­ gebnisse sind in Tabelle 1 aufgelistet. Die Dreipunkt-Biege­ festigkeit ist als diejenige Festigkeit definiert, bei der die an zwei voneinander entfernten Stützen getragene Probe bricht, wenn eine Biegekraft in der Mitte zwischen den zwei Stützen einwirkt. Die Bruchfestigkeit wurde für die Proben dadurch gemessen, daß vor dem Ausführen des Tests ein Riß in der Mitte erzeugt wurde.
Für die Proben von Beispiel 1 wurde auch die Dreipunkt-Bie­ gefestigkeit [MPa] im Temperaturbereich zwischen Zimmertem­ peratur und 1400°C gemessen, um die Temperaturabhängigkeit dieser Größe festzustellen. Das Ergebnis ist in Fig. 1 auf­ gezeichnet. Wie hieraus ersichtlich, behält das Produkt von Beispiel 1 seine Biegefestigkeit, wie sie bei Zimmertempera­ tur vorliegt, bis zu etwa 1000°C, im Gegensatz zu reinem Aluminiumoxid, das ab etwa 800°C einen kritischen Abfall in der Biegefestigkeit aufgrund langsamen Rißwachstums auf­ weist.
Fig. 2 ist eine Transmissionselektronenstrahl-Photographie, die die Kornstruktur des Sinterprodukts von Fig. 1 zeigt, wobei schwarze Punkte W-Teilchen sind. Aus der Figur ist er­ sichtlich, daß die W-Teilchen innerhalb der α-Al₂O₃-Körner verteilt sind und daß keine Reaktionsphase an der Grenzflä­ che zwischen Al₂O₃ und den W-Teilchen besteht.
Fig. 3 ist eine Rasterelektronenstrahl-Photographie, die die Kornstruktur an einer Bruchfläche des Sinterprodukts von Fig. 1 zeigt, nachdem der Dreipunkt-Biegefestigkeitstest ausgeführt wurde. Hier repräsentieren weiße Punkte W-Teil­ chen. Aus dieser Figur ist ersichtlich, daß W-Teilchen in den α-Al₂O₃-Körnern vorhanden sind und daß die Bruchfläche ziemlich glatt ist, was das Auftreten eines transgranularen Bruchs demonstriert.
Vergleichsbeispiel 3
Aluminiumoxidpulver [α-Al₂O₃] von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit 5 Vol.-%, bezogen auf das Gesamtvolumen, Wolfram [W]-Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 3 µm zum Herstellen eines Pulvergemischs gemischt. Das Pulvergemisch wurde auf dieselbe Weise bearbeitet wie das­ jenige des Beispiels 1, um ein scheibenförmiges Sinterpro­ dukt mit 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten. Es stellte sich heraus, daß das Produkt feine Struktur mit einer relativen Dichte von 99% oder mehr und einer Porosi­ tät von 1% oder weniger aufwies. Im wesentlichen alle W- Teilchen waren an den Korngrenzen des α-Al₂O₃ vorhanden, wie aus einer Rasterelektronenstrahl-Photographie erkennbar. Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu Proben mit 4×3×35 mm geschliffen und denselben Tests unterzogen wie die Probe von Beispiel 1. Es wurden also die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickers­ härte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur gemessen. Die Testergebnisse sind in Tabelle 2 zusammen mit denjenigen für das Beispiel 1 zum Vergleich aufgelistet.
Für die Proben des Vergleichsbeispiels 3 wurde auch die Dreipunkt-Biegefestigkeit dem Temperaturbereich zwischen Zimmertemperatur und 1400°C gemessen, um die temperaturab­ hängige Festigkeit [MPa] zu ermitteln; das Ergebnis ist in Fig. 4 aufgezeichnet. Wie aus Fig. 4 ersichtlich, zeigt das Vergleichsbeispiel einen abrupten Abfall der Biegefestig­ keit, bevor 1000°C erreicht werden. Auch aus Tabelle 2 ist erkennbar, daß das Vergleichsbeispiel 3 mit den W-Teilchen der mittleren Teilchengröße von 3 µm geringere Dreipunkt- Biegefestigkeit aufweist als Beispiel 1.
Beispiele 7 bis 12 und Vergleichsbeispiele 4 und 5
Aluminiumoxidpulver [α-Al₂O₃] von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit Mo­ lybdänpulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mitt­ leren Teilchengröße von 0,65 µm gemischt, wobei letzteres von 0 bis 60 Vol.-%, bezogen auf das Gesamtvolumen, zugesetzt wurde, wie in Tabelle 3 aufgelistet. Das sich ergebende Pul­ vergemisch wurde in eine Naß-Kugelmühle aus einem Polyethy­ lengefäß und polyethylenbeschichteten Eisenkugeln zusammen mit dem Lösungsmittel Aceton gegeben und für 24 Stunden ge­ mahlen. Das sich ergebende feine Pulver wurde dann in eine Graphitform gegossen und in reduzierender Wasserstoffatmos­ phäre bis auf 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintern in Vakuum von 10-4 Torr oder mehr bei einer Temperatur von 1500°C für eine Stunde unter einem Druck von 30 MPa zum Erhalten eines scheibenförmigen Sinterprodukts von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke. Das Sinterprodukt der Beispiele 7 bis 12 mit einem zugefügten Volumen von 50% oder weniger an Mo wies jeweils feine Struktur mit einer relativen Dichte von 99% oder mehr und einer Porosität von 1% oder weniger auf. Untersuchung durch Reasterelektronenstrahlphotographien und Durchstrahl-Elektronenstrahlphotographien ergaben, daß Mo-Teilchen mit Sicherheit innerhalb der α-Al₂O₃-Körner vor­ handen sind. Durch chemische und quantitative Röntgenbeu­ gungsanalyse wurde sichergestellt, daß die jeweiligen Sin­ terprodukte dieselbe Komponentenverhältnisse wie die ur­ sprünglichen Gemische von Tabelle 3 aufwiesen und daß der Anteil von Mo an den Korngrenzen mit der zugesetzten Menge an Mo zunahm. Beim Vergleichsbeispiel 5 mit 60 Vol.-% Mo wa­ ren dagegen im wesentlichen alle Mo-Partikel an den Korn­ grenzen des Sinterprodukts.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurde alle geschnitten und zu Proben mit jeweils 4×3×35 mm geschliffen und den­ selben Tests wie in Beispiel 1 unterzogen. Dabei wurden die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickers­ härte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur gemessen. Die Testergebnisse sind in Tabelle 3 aufgelistet.
Fig. 5 ist eine Transmissionselektronenstrahl-Photographie, die die Kornstruktur des Sinterprodukts von Beispiel 7 zeigt, wobei schwarze Punkte Mo-Teilchen sind. Aus der Figur ist ersichtlich, daß die Mo-Teilchen in den α-Al₂O₃-Körnern verteilt sind und daß keine Reaktionsphase an der Grenzflä­ che zwischen Al₂O₃ und Mo-Teilchen auftritt.
Fig. 6 ist eine Rasterelektronenstrahl-Photographie, die die Kornstruktur in der Bruchfläche des Sinterprodukts von Fig. 7 zeigt, nachdem dieses dem Dreipunkt-Biegefestigkeitstest unterzogen wurde. Hier repräsentieren weiße Punkte Mo-Teil­ chen. Aus der Figur ist ersichtlich, daß die Mo-Teilchen innerhalb der α-Al₂O₃-Körner vorhanden sind und daß die Bruchfläche relativ glatt ist, was zeigt, daß ein transgra­ nularer Bruch vorliegt.
Vergleichsbeispiel 6
Aluminiumoxidpulver [α-Al₂O₃] mit einer Reinheit von minde­ stens 99,9% und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit 5 Vol.-%, bezogen auf das Gesamtvolumen, Molybdän­ pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 3 µm zum Herstellen einer Pulvergemischs gemischt. Das Pulvergemisch wurde auf dieselbe Weise behan­ delt wie das von Beispiel 7, um ein scheibenförmiges Sinter­ produkt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten. Es stellte sich heraus, daß dieses feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Es waren aber im wesentlichen alle Mo-Teilchen an den Korngrenzen des αAl₂O₃ vorhanden, was sich auf einer Rasterelektronenstrahlphotographie zeigte. Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschitten und zu Proben mit 4×3×35 mm Größe geschliffen und denselben Tests von Beispiel 1 unterzogen, um Ergebnisse für die Drei­ punkt-Biegefestigkeit bei Raumtemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 4 zusammen mit denen von Beispiel 7 zum Vergleich aufgelistet. Wie aus Tabelle 4 er­ sichtlich, weist das Sinterprodukt von Beispiel 6 eine ge­ ringere Dreipunkt-Biegefestigkeit auf als das von Beispiel 7.
Beispiele 13 bis 18 und Vergleichsbeispiele 7 und 8
Magnesiumoxidpulver [MgO] mit mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,1 µm wurde mit Wolfram­ pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,35 µm gemischt, wobei von letzterem von 0 bis 60 Vol.-%, bezogen auf das Gesamtvolumen, zugegeben wurden, wie in Tabelle 5 aufgelistet. Das sich ergebende Pulvergemisch wurde in eine Naß-Kugelmühle aus einem Poly­ ethylengefäß und polyethylenbeschichteten Eisenkugeln zusam­ men mit dem Lösungsmittel Aceton gegeben und für 24 Stunden gemahlen. Das sich ergebende feine Pulver wurde dann in eine Graphitform gegossen und in reduzierender Wasserstoffatmo­ sphäre bis auf 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintern in Argonumgebung bei einer Temperatur von 1450°C für eine Stunde unter einem Druck von 30 MPa zum Erhalten eines scheibenförmigen Sinterprodukts von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke.
Das Sinterprodukt der Beispiele 13 bis 18 mit einem zugefüg­ ten Volumen von 50% oder weniger an W wies jeweils feine Struktur mit einer relativen Dichte von 99% oder mehr und einer Porosität von 1% oder weniger auf. Untersuchung durch Rasterelektronenstrahlphotographien und Durchstrahl-Elektro­ nenstrahlphotographien ergaben, daß W-Teilchen mit Sicher­ heit innerhalb der MgO-Körner vorhanden sind. Durch chemi­ sche und quantitative Röntgenbeugungsanalyse wurde sicherge­ stellt, daß die jeweiligen Sinterprodukte dieselben Kompo­ nentenverhältnisse wie die ursprünglichen Gemische von Ta­ belle 5 aufwiesen und daß der Anteil von W an den Korngren­ zen mit der zugesetzten Menge an W zunahm. Beim Vergleichs­ beispiel 8 mit 60 Vol.-% Mo waren dagegen im wesentlichen alle Mo-Partikel an den Korngrenzen des Sinterprodukts.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden alle geschnitten und zu Proben mit jeweils 4×3×35 mm geschliffen und den­ selben Tests wie in Beispiel 1 unterzogen. Dabei wurden die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickers­ härte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur gemessen. Die Testergebnisse sind in Tabelle 5 aufgelistet.
Vergleichsbeispiel 9
Magnesiumoxidpulver [MgO] einer Reinheit von mindestens 99,9% und einer mittleren Teilchengröße von 0,1 µm wurde mit 5 Vol.-%, bezogen auf das Gesamtvolumen, Wolframpulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchen­ größe von 3,5 µm zum Herstellen eines Pulvergemischs ge­ mischt. Das Pulvergemisch wurde auf dieselbe Weise behandelt wie das von Beisiel 13, um ein scheibenförmiges Sinterpro­ dukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten. Es stellt sich heraus, daß diese feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Es waren aber im wesentlichen alle W-Teilchen an den Korngrenzen des MgO vorhanden, was sich auf einer Rasterelektronenstrahlphotographie zeigte. Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu Größen mit 4×3×35 mm Größe geschliffen und denselben Tests von Beispiel 1 unterzogen, um Ergebnisse für die Drei­ punkt-Biegefestigkeit bei Raumtemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 6 zusammen mit denen von Beispiel 13 zum Vergleich aufgelistet. Wie aus Tabelle 6 ersichtlich, weist das Sinterprodukt von Beispiel 9 eine geringere Dreipunkt-Biegefestigkeit auf als das von Beispiel 13.
Beispiele 19 bis 24 und Vergleichsbeispiele 10 und 11
α-Si₃N₄-Pulver von mindestens 98% Reinheit und einer mitt­ leren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit Molybdänpulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,65 µm gemischt, wobei von letzterem von 0 bis 60 Vol.-%, bezogen auf das Gesamtvolumen, zugegeben wurden, wie in Tabelle 7 aufgelistet. Das sich ergebende Pulverge­ misch wurde in eine Naß-Kugelmühle aus einem Polyethylenge­ fäß und polyethylenbeschichteten Eisenkugeln zusammen mit dem Lösungsmittel Aceton gegeben und für 24 Stunden gemah­ len. Das sich ergebende feine Pulver wurde dann in eine Graphitform gegossen und in reduzierender Wasserstoffatmos­ phäre bis auf 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintern in Argonumgebung bei einer Temperatur von 1800°C für drei Stunden unter einem Druck von 30 MPa zum Erhalten eines scheibenförmigen Sinterprodukts von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke.
Das Sinterprodukt der Beispiele 19 bis 24 mit einem zugefüg­ ten Volumen von 50% oder weniger an Mo wies jeweils feine Struktur mit einer relativen Dichte von 99% oder mehr und einer Porosität von 1% oder weniger auf. Untersuchung durch Rasterelektronenstrahlphotographien und Durchstrahl-Elektro­ nenstrahlphotographien ergaben, daß Mo-Teilchen mit Sicher­ heit innerhalb der β-Si₃N₄-Körner vorhanden sind. Durch che­ mische und quantitative Röntgenbeugungsanalyse wurde sicher­ gestellt, daß die jeweiligen Sinterprodukte dieselben Kompo­ nentenverhältnisse wie die ursprünglichen Gemische von Tabelle 7 aufwiesen und daß der Anteil von Mo an den Korn­ grenzen mit der zugesetzten Menge an Mo zunahm. Beim Ver­ gleichsbeispiel 11 mit 60 Vol.-% Mo waren dagegen im wesent­ lichen alle Mo-Partikel an den Korngrenzen des Sinterpro­ dukts.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden alle geschnitten und zu Proben mit jeweils 4×3×35 mm geschliffen und den­ selben Tests wie in Beispiel 1 unterzogen. Dabei wurden die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickers­ härte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur gemessen. Die Testergebnisse sind in Tabelle 7 aufgelistet.
Vergleichsbeispiel 12
Ein Pulvergemisch wurde auf identische Weise wie bei Bei­ spiel 19 erzeugt, mit der Ausnahme, daß Mo-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 3,5 µm statt eines solchen mit einer kleineren Teilchengröße von 0,65 µm verwendet wurde. Das Pulvergemisch wurde auf dieselbe Weise behandelt wie das von Beispiel 19, um ein scheibenförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten. Es stellte sich heraus, daß diese feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Es waren aber im wesentlichen alle Mo-Teilchen an den Korngrenzen des β-Si₃N₄ vorhanden, was sich auf einer Rasterelektronenstrahlphotographie zeigte. Die scheibenför­ migen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu Proben mit 4×3×35 mm Größe geschliffen und denselben Tests von Bei­ spiel 1 unterzogen, um Ergebnisse für die Dreipunkt-Biege­ festigkeit bei Raumtemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Test­ ergebnisse sind in Tabelle 8 zusammen mit denen von Beispiel 19 zum Vergleich aufgelistet. Wie aus Tabelle 8 ersichtlich, weist das Sinterprodukt von Beispiel 12 eine geringere Drei­ punkt-Biegefestigkeit auf als das von Beispiel 19.
Beispiele 25 bis 30 und Vergleichsbeispiele 13 und 14
Mullit [3Al₂O₃·2SiO₂] von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurden mit Wolfram­ pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,35 µm gemischt, wobei von letzterem von 0 bis 60 Vol.-%, bezogen auf das Gesamtvolumen, zugegeben wurden, wie in Tabelle 9 aufgelistet. Das sich ergebende Pulvergemisch wurde in eine Naß-Kugelmühle aus einem Poly­ ethylengefäß und polyethylenbeschichteten Eisenkugeln zusam­ men mit dem Lösungsmittel Aceton gegeben und für 24 Stunden gemahlen. Das sich ergebende feine Pulver wurde dann in eine Graphitform gegossen und in reduzierender Wasserstoffatmo­ sphäre bis auf 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintern in Argonumgebung bei einer Temperatur von 1600°C für eine Stunde unter einem Druck von 30 MPa zum Erhalten eines scheibenförmigen Sinterprodukts von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke.
Das Sinterprodukt der Beispiele 25 bis 30 mit einem zugefüg­ ten Volumen von 50% oder weniger an W wies jeweils feine Struktur mit einer relativen Dichte von 99% oder mehr und einer Porosität von 1% oder weniger auf. Untersuchung durch Rasterelektronenstrahlphotographien und Durchstrahl-Elektro­ nenstrahlphotographien ergaben, daß W-Teilchen mit Sicher­ heit innerhalb der Mullit-Körner vorhanden sind. Durch che­ mische und quantitative Röntgenbeugungsanalyse wurde sicher­ gestellt, daß die jeweiligen Sinterprodukte dieselben Kompo­ nentenverhältnisse wie die ursprünglichen Gemische von Ta­ belle 9 aufwiesen und daß der Anteil von W an den Korngren­ zen mit der zugesetzten Menge an W zunahm. Beim Vergleichs­ beispiel 14 mit 60 Vol.-% Mo waren dagegen im wesentlichen alle Mo-Partikel an den Korngrenzen des Sinterprodukts.
Die scheibenfrömigen Sinterprodukte wurden alle geschnitten und zu Proben mit jeweils 4×3×35 mm geschliffen und den­ selben Tests wie in Beispiel 1 unterzogen. Dabei wurden die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickers­ härte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur gemessen. Die Testergebnisse sind in Tabelle 9 aufgelistet.
Vergleichsbeispiel 15
Ein Pulvergemisch wurde auf identische Weise wie beim Bei­ spiel 25 hergestellt, ausgenommen, daß W-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 3,5 µm gegenüber einem solchen der kleineren mittleren Teilchengröße von 0,35 µm verwendet wurde. Das Pulvergemisch wurde auf dieselbe Weise behandelt wie das von Beispiel 25, um ein scheibenförmiges Sinterpro­ dukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten. Es stellte sich heraus, daß dieses feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Es waren aber im wesentlichen alle W-Teilchen an den Korngrenzen des Mullit vorhanden, was sich auf einer Rasterelektronenstrahlphotographie zeigte. Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu Größen mit 4×3×35 mm Größe geschliffen und denselben Tests von Beispiel 1 unterzogen, um Ergebnisse für die Drei­ punkt-Biegefestigkeit bei Raumtemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 10 zusammen mit denen von Beispiel 13 zum Vergleich aufgelistet. Wie aus Tabelle 10 ersichtlich, weist das Sinterprodukt von Beispiel 15 eine geringere Dreipunkt-Biegefestigkeit auf als das von Beispiel 25.
Beispiele 31 bis 36 und Vergleichsbeispiele 16 und 17
Teilweise stabilisiertes Zirkonoxidpulver mit einer mittle­ ren Teilchengröße von 0,2 µm und einem Gehalt von 12 Mol.-% CeO₂ wurde mit Wolframpulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,35 µm im Verhältnis von 0 bis 60 Vol.-%, bezogen auf das Gesamtvolumen, gemischt, wie in Tabelle 11 aufgelistet, um Pulvergemische herzustel­ len. Das sich ergebende Pulvergemisch wurde in eine Naß- Kugelmühle aus einem Polyethylengefäß und polyethylenbe­ schichteten Eisenkugeln zusammen mit dem Lösungsmittel Ace­ ton gegeben und für 24 Stunden gemahlen. Das sich ergebende feine Pulver wurde dann in eine Form aus hochreinem Alu­ miniumoxid gegossen und in reduzierender Wasserstoffatmos­ phäre bis auf 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintern in Argonumgebung bei einer Temperatur von 1400°C für zwei Stunden unter einem Druck von 30 MPa zum Erhalten eines scheibenförmigen Sinterprodukts von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke.
Das Sinterprodukt der Beispiele 31 bis 36 mit einem zugefüg­ ten Volumen von 50% oder weniger an W wies jeweils feine Struktur mit einer relativen Dichte von 99% oder mehr und einer Porosität von 1% oder weniger auf. Untersuchung durch Rasterelektronenstrahlphotographien und Durchstrahl-Elektro­ nenstrahlphotographien ergaben, daß W-Teilchen mit Sicher­ heit innerhalb der teilweise stabilisierten Zirkonoxid-Körner vorhanden sind. Durch chemische und quantitative Röntgenbeu­ gungsanalyse wurde sichergestellt, daß die jeweiligen Sin­ terprodukte dieselben Komponentenverhältnisse wie die ur­ sprünglichen Gemische von Tabelle 11 aufwiesen und daß der Anteil von W an den Korngrenzen mit der zugesetzten Menge an W zunahm. Beim Vergleichsbeispiel 14 mit 60 Vol.-% W waren dagegen im wesentlichen alle W-Partikel an den Korngrenzen des Sinterprodukts.
Es wurde auch festgestellt, daß das Verhältnis winziger W- Teilchen, die an den Korngrenzen vorhanden sind, mit der zu­ gesetzten Menge an Wolfram zunahm und daß im wesentlichen alle W-Teilchen an den Korngrenzen des Sinterprodukts des Vergleichsbeispiels 17 mit 60 Vol.-% W vorhanden waren. Wei­ terhin wurde beobachtet, daß alle Sinterprodukte der Bei­ spiele 31 bis 36 und der Vergleichsbeispiele 16 und 17 kubi­ sche Kristallstruktur aufwiesen.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden alle geschnitten und zu Proben mit jeweils 4×3×35 mm geschliffen und den­ selben Tests wie in Beispiel 1 unterzogen. Dabei wurden die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickers­ härte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur gemessen. Die Testergebnisse sind in Tabelle 11 aufgelistet.
Vergleichsbeispiel 18
Ein Pulvergemisch wurde auf identische Weise wie beim Bei­ spiel 31 hergestellt, ausgenommen, daß W-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 3,5 µm gegenüber einem solchen der kleineren mittleren Teilchengröße von 0,35 µm verwendet wurde. Das Pulvergemisch wurde auf dieselbe Weise behandelt wie das von Beispiel 25, um ein scheibenförmiges Sinterpro­ dukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten. Es stellte sich heraus, daß diese feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Es waren aber im wesentlichen alle W-Teilchen an den Korngrenzen des Zirkonoxids vorhanden, was sich auf einer Rasterelektronenstrahlphotographie zeigte. Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu Größen mit 4×3×35 mm Größe geschliffen und denselben Tests von Beispiel 1 unterzogen, um Ergebnisse für die Drei­ punkt-Biegefestigkeit bei Raumtemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 12 zusammen mit denen von Beispiel 31 zum Vergleich aufgelistet. Wie aus Tabelle 12 ersichtlich, weist das Sinterprodukt von Beispiel 18 eine geringere Dreipunkt-Biegefestigkeit auf als das von Beispiel 31.
Beispiele 37 bis 42 und Vergleichsbeispiele 19 und 20
5 Volumenprozent Molybdänpulver von mindestens 99,9% Rein­ heit und mit einer mittleren Teilchengröße von 0,65 µm wur­ den mit teilweise stabilisiertem Zirkonoxidpulver mit einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm und einem Gehalt an CeO₂ zwischen 0 bis 35 Mol.-% gemischt, wie in Tabelle 13 aufgelistet, um ein Pulvergemisch zu erzielen. Das sich ergebende Pulvergemisch wurde in eine Naß-Kugelmühle aus einem Poly­ ethylengefäß und polyethylenbeschichteten Eisenkugeln zusam­ men mit dem Lösungsmittel Aceton gegeben und für 24 Stunden gemahlen. Das sich ergebende feine Pulver wurde dann in eine Form aus hochreinem Aluminiumoxid gegossen und in reduzie­ render Wasserstoffatmosphäre bis auf 1000°C erhitzt, ge­ folgt von einem Sintern in Argonumgebung bei einer Tempera­ tur von 1400°C für zwei Stunden unter einem Druck von 30 MPa zum Erhalten eines scheibenförmigen Sinterprodukts von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke.
Es stellte sich heraus, daß die Sinterprodukte der Beispiele 37 bis 42 und der Vergleichsbeispiele 19 und 20 alle eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens von 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwiesen. Unter­ suchung durch Rasterelektronenstrahlphotographien und Durch­ strahl-Elektronenstrahlphotographien ergaben, daß Mo-Teil­ chen mit Sicherheit innerhalb der Zirkonoxid-Körner vorhan­ den sind. Durch Röntgenbeugungsanalyse zur Kirstallstruktur­ feststellung wurde festgestellt, daß alle Beispiele 37 bis 41 mit 5 bis 20 Mol.-% CeO₂ Zirkonoxid mit tetragonaler Kri­ stallstruktur aufwiesen, daß jedoch Beispiel 42 mit 30 Mol.-% CeO₂ eine Mischstruktur zwischen tetragonaler und kubischer Symmetrie aufwies und daß beim Vergleichsbeispiel 20 mit 35 Mol.-% CeO₂ die Gesamtstruktur kubisch war. Das Ver­ gleichsbeispiel 19 ohne CeO₂ wies orthorhombische Struktur auf. Durch chemische und quantitative Röntgenbeugungsanalyse wurde sichergestellt, daß die jeweiligen Sinterprodukte die­ selben Komponentenverhältnisse wie die ursprünglichen Ge­ mische aufwiesen.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden alle geschnitten und zu Proben mit jeweils 4×3×35 mm geschliffen und den­ selben Tests wie in Beispiel 1 unterzogen. Dabei wurden die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickers­ härte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur gemessen. Die Testergebnisse sind in Tabelle 13 aufgelistet.
Vergleichsbeispiele 21 bis 26
Ein Pulvergemisch wurde auf identische Weise wie beim Bei­ spiel 37 hergestellt, ausgenommen, daß Mo-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 3,5 µm gegenüber einem solchen der kleineren mittleren Teilchengröße von 0,35 µm verwendet wurde, wobei das teilweise stabilisierte Zirkonoxid CeO₂ in Gehalten aufwies, wie sie in Tabelle 14 aufgelistet sind. Das Pulvergemisch wurde auf dieselbe Weise behandelt wie das von Beispiel 37, um ein scheibenförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten. Es stellte sich heraus, daß diese feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Es waren aber im wesentlichen alle Mo-Teilchen an den Korngrenzen des teilweise stabilisierten Zirkonoxids vorhanden, was sich auf einer Rasterelektronenstrahl-Photo­ graphie zeigte. Durch Röntgenbeugungsanalyse zur Kristall­ strukturfeststellung stellte sich heraus, daß das Zirkonoxid für alle Vergleichsbeispiele 21 bis 25 mit 5 bis 20 Mol.-% CeO₂ tetragonale Struktur aufwies, jedoch für das Ver­ gleichsbeispiel 26 mit 30 Mol.-% CeO₂ eine Mischstruktur aus tetragonaler und teilweiser kubischer Symmetrie aufwies. Durch chemische und quantitative Röntgenbeugungsanalyse stellte sich heraus, daß die jeweiligen Sinterprodukte die­ selben Bestandteilsverhältnisse aufwiesen wie die Ausgangs­ gemische.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu Größen mit 4×3×35 mm Größe geschliffen und denselben Tests von Beispiel 1 unterzogen, um Ergebnisse für die Drei­ punkt-Biegefestigkeit bei Raumtemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 14 aufgelistet. Wie aus den Tabellen 13 und 14 erkennbar, zeigen die Sinterprodukte der Vergleichsbeispiele 21 bis 26 mit grobem Mo-Pulver einer mittleren Teilchengröße von 3,5 µm geringere Dreipunkt-Bie­ gefestigkeit als die Beispiele 37 bis 42 mit den winzigen Mo-Pulverteilchen einer mittleren Teilchengröße von 0,65 µm.
Beispiel 43
α-Al₂O₃-Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde durch physikalische Dampfabscheidung (PVD=Physical Vapour Deposition) mit einer Vanadiumschicht bedeckt, um ein Verbundpulver mit 5 Vol.-% Vanadium [V], bezogen auf das Gesamtvolumen zu er­ halten. Das sich ergebende Verbundpulver wurde in eine Naß- Kugelmühle aus einem Aluminiumoxidgefäß und Aluminiumoxidku­ geln zusammen mit dem Lösungsmittel Aceton gegeben und für 48 Stunden gemahlen. Das sich ergebende feine Pulver wurde dann in eine Form aus Graphit gegossen und in reduzierender Wasserstoffatmosphäre bis auf 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintern in einer reduzierenden Atmosphäre bei einer Temperatur von 1000°C, gefolgt von einem Sintern in Vakuum von 10-4 Torr bei einer Temperatur von 1450°C für eine Stunde unter einem Druck von 30 MPa zum Erhalten eines scheibenförmigen Sinterprodukts von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke.
Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens von 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufweist. Untersuchung durch Rasterelektronenstrahlphotographien und Durchstrahl-Elektro­ nenstrahlphotographien ergaben, daß etwa 70% oder mehr plättchenförmige und granulare V-Phase innerhalb der α-Al₂O₃-Körner vorhanden sind. Durch chemische und quantita­ tive Röntgenbeugungsanalyse wurde sichergestellt, daß die jeweiligen Sinterprodukte dieselben Komponentenverhältnisse wie die ursprünglichen Gemische aufwiesen.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden alle geschnitten und zu Proben mit jeweils 4×3×35 mm geschliffen und den­ selben Tests wie in Beispiel 1 unterzogen. Dabei wurden die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickers­ härte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur gemessen. Die Testergebnisse sind in Tabelle 15 aufgelistet.
Beispiel 44
α-Al₂O₃-Pulver einer Reinheit von mindestens 99,9% und mit einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit Poly­ vinylalkohol gemischt, um ein Pulvergemisch mit 3 Gew.-% Poly­ vinylalkohol herzustellen. Das sich ergebende Pulver wurde durch eine Spray- und Trocken-Technik in ein Pelletpulver umgewandelt, das dann durch physikalische Dampfabscheidung (PVD) mit einer Niobschicht bedeckt wurde, um ein Verbund- Pelletpulver mit 5 Vol.-% Niob [Nb], bezogen auf das Gesamt­ volumen, herzustellen. Das sich ergebende Verbund-Pelletpul­ ver wurde zusammen mit dem Lösungsmittel Aceton in eine Naß-Kugelmühle aus einem Aluminiumoxidgefäß und mit Alu­ miniumoxidkugeln gegeben und für 48 Stunden gemahlen. Das sich ergebende feine Pulver wurde dann in eine Graphitform gegossen und in reduzierender Wasserstoffatomosphäre auf bis zu 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintern in Vakuum von 10-4 Torr bei einer Temperatur von 1450°C für eine Stunde unter einem Druck von 30 MPa, um scheibenförmige Sinterpro­ dukte von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten.
Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufweist. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahl-Photographie und Transmissions­ elektronenstrahl-Photographie festgestellt, daß mindestens 70% plättchenförmige und granulare Nb-Phase innerhalb der α-Al₂O₃-Körner vorhanden sind. Durch chemische und quantita­ tive Röntgenbeugungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufweist wie das Ausgangsgemisch.
Anschließend wurden die scheibenförmigen Sinterprodukte ge­ schnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm ge­ schliffen und denselben Tests wie in Beispiel 2 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertem­ peratur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zim­ mertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabel­ le 15 aufgelistet.
Beispiel 45
γ-Al₂O₃-Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer spe­ zifischen Oberfläche nach BET von 200 m²/g wurde mit WO₃- Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,35 µm in solcher Menge gemischt, daß ein Pulvergemisch entstand, das nach dem Sintern α-Al₂O₃ und W in einem Volumenverhältnis von 95 zu 5 ergibt. Das Pulverge­ misch wurde zusammen mit dem Lösungsmittel Aceton in eine Naß-Kugelmühle aus einem Aluminiumoxidgefäß und mit Alumi­ niumoxidkugeln gegeben und für 24 Stunden gemahlen. Das sich ergebende feine Pulver wurde vorab in atmosphärischer Umge­ bung für 8 Stunden auf 900°C erhitzt, um ein vorläufiges Produkt aus Al₂O₃ und einem Mischoxid AlWO₄, zu erhalten. Das erhaltene vorläufige Produkt wurde in einer Trocken-Kugel­ mühle in Argonatmosphäre gemahlen, um ein feines Mischpulver zu erzeugen, das dann in eine Graphitform gegossen wurde und in reduzierender Wasserstoffatomsphäre bis auf 1000°C er­ hitzt wurde, gefolgt von einem Sintern in Argonatmosphäre mit 10 Vol.-% Wasserstoff bei 1400°C für eine Stunde unter Ausübung eines Druckes von 30 MPa, um ein scheibenförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhal­ ten. Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine fei­ ne Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahlphotographie und Durch­ strahlungs-Elektronenstrahlphotographie herausgefunden, daß mindestens etwa 80% der W-Phase innerhalb der α-Al₂O₃-Kör­ ner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Rönt­ genbeugungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinterpro­ dukt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufwies wie das Aus­ gangsgemisch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wurden denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 16 aufgelistet.
Beispiel 46
α-Al₂O₃-Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit MoO₃-Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,65 µm in solcher Menge gemischt, daß ein Pulvergemisch entstand, das nach dem Sintern α-Al₂O₃ und Mo in einem Volu­ menverhältnis von 95 zu 5 ergibt. Das Pulvergemisch wurde zusammen mit dem Lösungsmittel Aceton in eine Naß-Kugelmühle aus einem Aluminiumoxidgefäß und mit Aluminiumoxidkugeln gegeben und für 24 Stunden gemahlen. Das sich ergebende fei­ ne Pulver wurde vorab in atmosphärischer Umgebung für 8 Stunden und 900°C erhitzt, um ein vorläufiges Produkt aus Al₂O₃ und einem Mischoxid Al₂ (MoO₄)₃ zu erhalten. Das erhal­ tene vorläufige Produkt wurde in einer Trocken-Kugelmühle in Argonatmosphäre gemahlen, um ein feines Mischpulver zu er­ zeugen, das dann in eine Graphitform gegossen wurde und in reduzierender Wasserstoffatmosphäre bis auf 1000°C erhitzt wurde, gefolgt von einem Sintern in Vakuum von 10-4 Torr bei einer Temperatur von 1500°C für eine Stunde unter Ausübung eines Druckes von 30 MPa, um ein scheibenförmiges Sinterpro­ dukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten. Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struk­ tur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahlphotographie und Durchstrahlungs-Elek­ tronenstrahlphotographie herausgefunden, daß mindestens etwa 80% der Mo-Phase innerhalb der α-Al₂O₃-Körner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Röntgenbeugungsana­ lyse wurde sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufwies wie das Ausgangsgemisch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wurden denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 16 aufgelistet.
Beispiel 47
α-Al₂O₃-Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit WO₃-Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,65 µm in solcher Menge gemischt, daß ein Pulvergemisch entstand, das nach dem Sintern α-Al₂O₃ und W in einem Volu­ menverhältnis von 95 zu 5 ergibt. Das Pulvergemisch wurde zusammen mit dem Lösungsmittel Aceton in eine Naß-Kugelmühle aus einem Aluminiumoxidgefäß und mit Aluminiumoxidkugeln gegeben und für 48 Stunden gemahlen. Das sich ergebende feine Pulver wurde in eine Graphitform gegossen und in reduzie­ render Wasserstoffatmosphäre bis auf 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintern in Vakuum von 10-4 Torr bei einer Temperatur von 1400°C für eine Stunde unter Ausübung eines Druckes von 30 MPa, um ein scheibenförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten. Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosi­ tät von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Raster­ elektronenstrahlphotographie und Durchstrahlungs-Elektronen­ strahlphotographie herausgefunden, daß mindestens etwa 80% der W-Phase innerhalb der α-Al₂O₃-Körner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Röntgenbeugungsanalyse wur­ de sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestand­ teilsverhältnis aufwies wie das Ausgangsgemisch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wurden denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 17 aufgelistet.
Beispiel 48
α-Al₂O₃-Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit MoO₃-Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,65 µm in solcher Menge gemischt, daß ein Pulvergemisch entstand, das nach dem Sintern α-Al₂O₃ und Mo in einem Volu­ menverhältnis von 95 zu 5 ergibt. Das Pulvergemisch wurde zusammen mit dem Lösungsmittel Aceton in eine Naß-Kugelmühle aus einem Aluminiumoxidgefäß und mit Aluminiumoxidkugeln gegeben und für 48 Stunden gemahlen. Das sich ergebende fei­ ne Pulver wurde in eine Graphitform gegossen und in reduzie­ render Wasserstoffatmosphäre bis auf 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintern in Vakuum von 10-4 Torr bei einer Temperatur von 1500°C für eine Stunde unter Ausübung eines Druckes von 30 MPa, um ein scheibenförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten. Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosi­ tät von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Raster­ elektronenstrahlphotographie und Durchstrahlungs-Elektronen­ strahlphotographie herausgefunden, daß mindestens etwa 70% der Mo-Phase innerhalb der α-Al₂O₃-Körner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Röntgenbeugungsanalyse wur­ de sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestand­ teilsverhältnis aufwies wie das Ausgangsgemisch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wurden denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 17 aufgelistet.
Beispiel 49
α-Al₂O₃-Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit Nb₂O₅-Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchen­ größe von 0,65 µm in solcher Menge gemischt, daß ein Pulver­ gemisch entstand, das nach dem Sintern α-Al₂O₃ und Nb in einem Volumenverhältnis von 95 zu 5 ergibt. Das Pulverge­ misch wurde zusammen mit dem Lösungsmittel Aceton in eine Naß-Kugelmühle aus einem Aluminiumoxidgefäß und mit Alumi­ niumoxidkugeln gegeben und für 48 Stunden gemahlen. Das sich ergebende feine Pulver wurde in eine Graphitform gegossen und in reduzierender Wasserstoffatmosphäre bis auf 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintern in Vakuum von 10-4 Torr bei einer Temperatur von 1450°C für eine Stunde unter Ausübung eines Druckes von 30 MPa, um ein scheibenförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhal­ ten. Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine fei­ ne Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahlphotographie und Durch­ strahlungs-Elektronenstrahlphotographie herausgefunden, daß mindestens etwa 70% der Nb-Phase innerhalb der α-Al₂O₃-Kör­ ner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Rönt­ genbeugungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinterpro­ dukt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufwies wie das Aus­ gangsgemisch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wurden denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 17 aufgelistet.
Beispiel 50
Mullit[3Al₂O₃·2SiO₂]-Pulver mit mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit WO₃- Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,65 µm in solcher Menge gemischt, daß ein Pulvergemisch entstand, das nach dem Sintern 3Al₂O₃ · 2SiO₂ und W in einem Volumenverhältnis von 95 zu 5 ergibt. Das Pulvergemisch wurde zusammen mit dem Lösungsmittel Aceton in eine Naß-Kugelmühle aus einem Aluminiumoxidgefäß und mit Aluminiumoxidkugeln gegeben und für 48 Stunden gemahlen. Das sich ergebende feine Pulver wurde in eine Graphitform gegos­ sen und in reduzierender Wasserstoffatmosphäre bis auf 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintern in Vakuum von 10-4 Torr bei einer Temperatur von 1600°C für eine Stunde unter Ausübung eines Druckes von 30 MPa, um ein scheibenförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten. Es stellte sich heraus, daß das Sin­ terprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahlphoto­ graphie und Durchstrahlungs-Elektronenstrahlphotographie herausgefunden, daß mindestens etwa 80% der W-Phase inner­ halb der Mullit-Körner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Röntgenbeugungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestandteilsverhältnis auf­ wies wie das Ausgangsgemisch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wurden denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 17 aufgelistet.
Beispiel 51
α-Si₃N₄-Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit 5 Gew.-% Al₂O₃ und 5 Gew.-% Y₂O₅ vermischt, um ein Gemisch mit Al₂O₃ und Y₂O₅ als den Sintervorgang fördernden Stoffen herzustellen. Das Gemisch wurde mit V₂O₅-Pulver von mindestens 99,9% Reinheit und einer mittleren Teilchengröße von 0,4 µm in solchem Verhältnis gemischt, daß ein Pulvergemisch erzeugt wurde, das nach dem Sintern β-Si₃N₄ und V in einem Volumen­ verhältnis von 95 zu 5 bildet. Das Pulvergemisch wurde zu­ sammen mit dem Lösungsmittel Aceton in eine Naß-Kugelmühle aus einem Aluminiumoxidgefäß und mit Aluminiumoxidkugeln gegeben und für 48 Stunden gemahlen. Das sich ergebende fei­ ne Pulver wurde in eine Graphitform gegossen und in reduzie­ render Wasserstoffatmosphäre bis auf 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintern in Argonatmosphäre bei einer Tem­ peratur von 1800°C für drei Stunden unter Ausübung eines Druckes von 30 MPa, um ein scheibenförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten.
Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde druch Rasterelektronenstrahlphotographie und Durchstrah­ lungs-Elektronenstrahlphotographie herausgefunden, daß min­ destens etwa 70% der V-Phase innerhalb der β-Si₃N₄-Körner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Röntgen­ beugungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufwies wie das Ausgangsge­ misch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wurden denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 17 aufgelistet.
Beispiel 52
MgO-Pulver mit einer Reinheit von mindestens 99,9% und einer mittleren Teilchengröße von 0,1 µm wurde mit TiH₂-Pul­ ver mit einer mittleren Teilchengröße von 30 µm in solchem Verhältnis gemischt, daß ein Pulvergemisch entstand, das nach dem Sintern MgO und Ti in einem Volumenverhältnis von 95 zu 5 enthält. Das Pulvergemisch wurde zusammen mit dem Lösungsmittel Aceton in eine Naß-Kugelmühle aus einem Poly­ ethylengefäß und mit polyethylenbeschichteten Eisenkugeln gegeben und für 72 Stunden so gemahlen, daß das TiH₂-Pulver zu einer mittleren Teilchengröße von etwa 0,2 µm gemahlen wurde. Das sich ergebende feine Pulver wurde ein eine Gra­ phitform gegossen und in einer reduzierenden Wasserstoffat­ mosphäre bis auf 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sinter­ vorgang in Argonatmosphäre bei einer Temperatur von 1450°C für eine Stunde unter einem Druck von 30 MPa, um ein schei­ benförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erhalten.
Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahlphotographie und Durchstrah­ lungs-Elektronenstrahlphotographie herausgefunden, daß mindestens etwa 80% der Ti-Phase innerhalb der MgO-Körner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Röntgen­ beugungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufwies wie das Ausgangsge­ misch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wurden denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 17 aufgelistet.
Beispiel 53
α-Al₂O₃-Pulver mit einer Reinheit von mindestens 99,9% und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit WO₃-Pul­ ver mit einer mittleren Teilchengröße von 0,35 µm in solchem Verhältnis zum Herstellen eines Pulvergemischs vermischt, daß nach dem Sintern α-Al₂O₃ und W in einem Volumenverhält­ nis von 95 zu 5 stehen. Das Pulvergemisch wurde in eine Pla­ netenkugelmühle aus einem Gefäß und mit Kugeln aus teilweise stabilisiertem Zirkonoxid gegeben und trocken für 24 Stunden gemahlen. Das sich ergebende feine Pulver wurde in eine Gra­ phitform gegossen und in reduzierender Wasserstoffatmosphäre auf eine Temperatur von 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintervorgang in Vakuum von 10-4 Torr bei einer Temperatur von 1400°C für eine Stunde unter einem Druck von 30 MPa zum Erhalten scheibenförmiger Sinterprodukte von 50 mm Durchmes­ ser und 4 mm Dicke.
Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahlphotographie und Durchstrah­ lungs-Elektronenstrahlphotographie herausgefunden, daß min­ destens etwa 90% der W-Phase innerhalb der α-Al₂O₃-Körner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Röntgen­ beugungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufwies wie das Ausgangsge­ misch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wurden denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 17 aufgelistet.
Beispiel 54
α-Al₂O₃-Pulver mit einer Reinheit von mindestens 99,9% und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit MoO₃-Pul­ ver mit einer mittleren Teilchengröße von 0,65 µm in solchem Verhältnis zum Herstellen eines Pulvergemischs vermischt, daß nach dem Sintern α-Al₂O₃ und Mo in einem Volumenverhält­ nis von 95 zu 5 stehen. Das Pulvergemisch wurde in eine Hochenergiekugelmühle, bekannt als Attoritor, aus einem Ge­ fäß und mit Kugeln aus teilweise stabilisiertem Zirkonoxid gegeben und trocken für 24 Stunden gemahlen. Das sich erge­ bende feine Pulver wurde in eine Graphitform gegossen und in reduzierender Wasserstoffatmosphäre auf eine Temperatur von 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintervorgang in Vakuum von 10-4 Torr bei einer Temperatur von 1500°C für eine Stunde unter einen Druck von 30 MPa zum Erhalten scheiben­ förmiger Sinterprodukte von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke.
Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahlphotographie und Durchstrah­ lungs-Elektronenstrahlphotographie herausgefunden, daß min­ destens etwa 99% der Mo-Phase innerhalb der α-Al₂O₃-Körner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Röntgen­ beugungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufwies wie das Ausgangsge­ misch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wur­ den denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 17 aufgelistet.
Beispiel 55
α-Al₂O₃-Pulver mit einer Reinheit von mindestens 99,9% und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde mit Nb₂O₅- Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 0,35 µm in sol­ chem Verhältnis zum Herstellen eines Pulvergemischs ver­ mischt, daß nach dem Sintern α-Al₂O₃ und Nb in einem Volu­ menverhältnis von 95 zu 5 stehen. Das Pulvergemisch wurde in eine Kugelmühle aus einem Gefäß und mit Kugeln aus teilsweise stabilisiertem Zirkonoxid gegeben und trocken für 480 Stun­ den gemahlen. Das sich ergebende feine Pulver wurde in eine Graphitform gegossen und in reduzierender Wasserstoffatomo­ sphäre auf eine Temperatur von 1000°C erhitzt, gefolgt von einem Sintervorgang in Vakuum von 10-4 Torr bei einer Tempe­ ratur von 1450°C für eine Stunde unter einem Druck von 30 MPa zum Erhalten scheibenförmiger Sinterprodukte von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke.
Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahlphotographie und Durchstrah­ lungs-Elektronenstrahlphotographie herausgefunden, daß min­ destens etwa 90% der Nb-Phase innerhalb der α-Al₂O₃-Körner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Röntgen­ beugungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufwies wie das Ausgangsge­ misch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wurden denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 17 aufgelistet.
Beispiel 56
α-Al₂O₃-Pulver mit einer Reinheit von mindestens 99,9% und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde in einer Ethanollösung mit Tri-Ethoxy-Vanadyl [VO[OC₂H₅)] vermischt, um ein Gemisch herzustellen, die nach dem Sintern α-Al₂O₃ in einem Volumenverhältnis von 95 zu 5 liefert. Das Gemisch wurde durch Hinzufügen von Wasser hydrolisiert und dann ge­ trocknet, woraufhin sie in atmosphärischer Umgebung für vier Stunden auf eine Temperatur von 800°C erhitzt wurde, um ein Pulvergemisch von Al₂O₃ und V₂O₅ zu erhalten. Das sich erge­ bende Pulvergemisch wurde in eine Graphitform gegossen und in einer reduzierenden Wasserstoffatmosphäre bis auf eine Temperatur von 1000°C erhitzt und anschließend in einer Argonatmosphäre mit 10 Vol.-% Wasserstoff für eine Stunde bei 1500°C und einem Druck von 30 MPa gesintert, um ein schei­ benförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erzielen.
Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahlphotographie und Durchstrah­ lungs-Elektronenstrahlphotographie herausgefunden, daß min­ destens etwa 90% der V-Phase innerhalb der α-Al₂O₃-Körner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Röntgen­ beugungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufwies wie das Ausgangsge­ misch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wur­ den denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 18 aufgelistet.
Beispiel 57
MgO-Pulver mit einer Reinheit von mindestens 99,9% und einer mittleren Teilchengröße von 0,1 µm wurde in einer Ethanollösung mit Tetra-Ethoxy-Titan [Ti(OC₂H₅)₄] vermischt, um ein Gemisch herzustellen, die nach dem Sintern MgO und Ti in einem Volumenverhältnis von 95 zu 5 liefert. Das Ge­ misch wurde durch Hinzufügen von Wasser hydrolisiert und dann getrocknet, woraufhin es in atmosphärischer Umgebung für vier Stunden auf eine Temperatur von 800°C erhitzt wur­ de, um ein Pulvergemisch von MgO und TiO₂ zu erhalten. Das sich ergebende Pulvergemisch wurde in eine Graphitform ge­ gossen und in einer reduzierenden Wasserstoffatmosphäre auf eine Temperatur von 1000°C erhitzt und anschließend in einer Argonatmosphäre mit 10 Vol.-% Wasserstoff für eine Stunde bei 1450°C und einem Druck von 30 MPa gesintert, um ein scheibenförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erzielen.
Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahlphotographie und Durchstrah­ lungs-Elektronenstrahlphotographie herausgefunden, daß min­ destens etwa 90% der Ti-Phase innerhalb der MgO-Körner vor­ handen waren. Durch chemische und quantitative Röntgenbeu­ gungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufwies wie das Ausgangsge­ misch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wurden denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 18 aufgelistet.
Beispiel 58
α-Si₃N₄-Pulver mit einer Reinheit von mindestens 98% und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde zusammen mit 5 Gew.-% Al₂O₃ und 5 Gew.-% Y₂O₃ in einer Ethanollösung mit Pen­ ta-Ethoxy-Wolfram [W(OC₂H₅)₅] dispergiert, um ein Gemisch herzustellen, das nach dem Sintern β-Si₃N₄ und W in einem Volumenverhältnis von 95 zu 5 aufweist und darüber hinaus Al₂O₃ und Y₂O₃ als den Sintervorgang fördernde Substanzen enthält. Das Gemisch wurde durch Hinzufügen von Wasser hydrolisiert und dann getrocknet, woraufhin sie in atmosphä­ rischer Umgebung für vier Stunden auf eine Temperatur von 800°C erhitzt wurde, um ein Pulvergemisch von α-Si₃N₄ und WO₃ zu erhalten. Das sich ergebende Pulvergemisch wurde 16981 00070 552 001000280000000200012000285911687000040 0002004133351 00004 16862 in eine Graphitform gegossen und in einer reduzierenden Wasser­ stoffatmosphäre auf eine Temperatur von 1000°C erhitzt und anschließend in einer Argonatmosphäre mit 10 Vol.-% Wasser­ stoff für drei Stunden bei 1800°C und einem Druck von 30 MPa gesintert, um ein scheibenförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erzielen.
Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahlphotographie und Durchstrah­ lungs-Elektronenstrahlphotographie herausgefunden, daß min­ destens etwa 90% der W-Phase innerhalb der β-Si₃N₄-Körner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Röntgen­ beugungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufwies wie das Ausgangsge­ misch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wurden denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 18 aufgelistet.
Beispiel 59
Mullit[3Al₂O₃·2SiO₂]-Pulver mit einer Reinheit von minde­ stens 99,9% und einer mittleren Teilchengröße von 0,2 µm wurde in einer Ethanollösung mit Penta-Ethoxy-Wolfram [W(CO₂H₅)₅] vermischt, um ein Gemisch herzustellen, das nach dem Sintern 3Al₂O₃·2SiO₂ in einem Volumenverhältnis von 95 zu 5 liefert. Das Gemisch wurde durch Hinzufügen von Wasser hydrolisiert und dann getrocknet, woraufhin es in atmosphärischer Umgebung für vier Stunden auf eine Tempera­ tur von 800°C erhitzt wurde, um ein Pulvergemisch von 3Al₂O₃·2SiO₂ und WO₃ zu erhalten. Das sich ergebende Pulver­ gemisch wurde in eine Graphitform gegossen und in einer re­ duzierenden Wasserstoffatmosphäre auf eine Temperatur von 1000°C erhitzt und anschließend in einer Argonatmosphäre mit 10 Vol.-% Wasserstoff für eine Stunde bei 1600°C und einem Druck von 30 MPa gesintert, um ein scheibenförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erzie­ len.
Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahlphotographie und Durchstrah­ lungs-Elektronenstrahlphotographie herausgefunden, daß min­ destens etwa 90% der W-Phase innerhalb der 3Al₂O₃·2SiO₂- Körner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Röntgenbeugungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinter­ produkt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufwies wie das Aus­ gangsgemisch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wurden denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 18 aufgelistet.
Beispiel 60
Tri-i-Propoxyl-Aluminium [Al(O-i-C₃H₇)₃] und Penta-Ethoxy- Niob [Nb(OC₂H₅)₅] wurden in solchen Verhältnissen in Ethanol gelöst, daß sie nach dem Sintern Al₂O₃ und Nb im Volumenver­ hältnis 95 zu 5 ergeben. Die so hergestellte Ethanollösung wurde durch Zufügen von Wasser hydrolisiert und das ausge­ fällte Pulver wurde dann getrocknet, gefolgt von einem Er­ hitzen in atmosphärischer Umgebung für vier Stunden bei einer Temperatur von 800°C, um ein Pulvergemisch von Al₂O₃ und Nb₂O₅ zu erhalten. Das sich ergebende Pulvergemisch wurde in eine Graphitform gegossen und in einer reduzierenden Wasserstoffatmosphäre auf eine Temperatur von 1000°C er­ hitzt und anschließend in einer Argonatmosphäre mit 10 Vol.-% Wasserstoff für eine Stunde bei 1450°C und einem Druck von 30 MPa gesintert, um ein scheibenförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erzielen.
Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahlphotographie und Durchstrah­ lungs-Elektronenstrahlphotographie herausgefunden, daß min­ destens etwa 90% der Nb-Phase innerhalb der α-Al₂O₃-Körner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Röntgen­ beugungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufwies wie das Ausgangsge­ misch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wur­ den denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 18 aufgelistet.
Beispiel 61
Tri-i-Propoxyl-Aluminium [Al(O-i-C₃H₇)₃] und Penta-Ethoxy- Molybdän [Mo(OC₂H₅)₅] wurden in solchen Verhältnissen in Ethanol gelöst, daß sie nach dem Sintern Al₂O₃ und Nb im Volumenverhältnis 95 zu 5 ergeben. Die so hergestellte Etha­ nollösung wurde für acht Stunden bei 100°C gehalten und durch Hinzufügen von Wasser hydrolisiert. Das gefällte Pul­ ver wurde dann getrocknet, gefolgt von einem Erhitzen in atmosphärischer Umgebung für vier Stunden bei einer Tempera­ tur von 800°C, um ein Pulvergemisch von Al₂O₃ und MoO₃ zu erhalten. Das sich ergebende Pulvergemisch wurde in eine Graphitform gegossen und in einer reduzierenden Wasserstoff­ atmosphäre auf eine Temperatur von 1000°C erhitzt und an­ schließend in einer Argonatmosphäre mit 10 Vol.-% Wasserstoff für eine Stunde bei 1450°C und einem Druck von 30 MPa ge­ sintert, um ein scheibenförmiges Sinterprodukt von 50 mm Durchmesser und 4 mm Dicke zu erzielen.
Es stellte sich heraus, daß das Sinterprodukt eine feine Struktur mit einer relativen Dichte von mindestens 99% und einer Porosität von höchstens 1% aufwies. Weiterhin wurde durch Rasterelektronenstrahlphotographie und Durchstrah­ lungs-Elektronenstrahlphotographie herausgefunden, daß min­ destens etwa 90% der Mo-Phase innerhalb der α-Al₂O₃-Körner vorhanden waren. Durch chemische und quantitative Röntgen­ beugungsanalyse wurde sichergestellt, daß das Sinterprodukt dasselbe Bestandteilsverhältnis aufwies wie das Ausgangsge­ misch.
Die scheibenförmigen Sinterprodukte wurden geschnitten und zu jeweiligen Proben mit 4×3×35 mm geschliffen. Sie wur­ den denselben Tests wie Beispiel 1 unterzogen, um Meßwerte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Zimmertemperatur, die Vickershärte und die Bruchfestigkeit bei Zimmertemperatur zu erhalten. Die Testergebnisse sind in Tabelle 18 aufgelistet.
Tabelle 1
Tabelle 2
Tabelle 3
Tabelle 4
Tabelle 5
Tabelle 6
Tabelle 7
Tabelle 8
Tabelle 9
Tabelle 10
Tabelle 11
Tabelle 12
Tabelle 13
Tabelle 14
Tabelle 15
Tabelle 16
Tabelle 17
Tabelle 18

Claims (15)

1. Gesinterter Keramik/Metall-Verbundwerkstoff mit einer Keramikmatrix aus einer polykristallinen Keramik und einer in dieser Matrix verteilten anderen Phase, dadurch gekenn­ zeichnet, daß die andere Phase eine Metallphase ist, wobei das Metall einen höheren Schmelzpunkt aufweist, als er der Sintertemperatur der Keramikmatrix entspricht.
2. Verbundwerkstoff nach Anspruch 1, dadurch gekennzeich­ net, daß die metallische Phase mindestens ein metallisches Element aus den Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems enthält.
3. Verbundwerkstoff nach Anspruch 2, dadurch gekennzeich­ net, daß er 0,5 bis 50 Vol.-% des metallischen Elements ent­ hält, bezogen auf das Volumen des Verbundwerkstoffs.
4. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 3, da­ durch gekennzeichnet, daß die Keramikmatrix teilweise stabi­ lisiertes Zirkonoxid mit 5 bis 30 Mol.-% CeO₂ aufweist.
5. Verfahren zum Herstellen eines gesinterten Keramik/Me­ tall-Verbundwerkstoffs, gekennzeichnet durch folgende Schritte:
  • - Herstellen eines Pulvergemischs eines keramischen Pulvers mit einer mittleren Teilchengröße von höchstens 0,5 µm und 0,5 bis 50 Vol.-% mindestens eines metallischen Elements aus den Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems; und
  • - Sintern des Pulvergemischs zum Erhalten des Keramik/Me­ tall-Verbundwerkstoffs.
6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß das metallische Element in Form eines Pulvers mit einer mittleren Teilchengröße von höchstens 1 µm bereitgestellt wird.
7. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Pulvermischung als feines Verbundpulver dadurch herge­ stellt wird, daß das Keramikpulver mit mindestens einem me­ tallischen Element beschichtet wird und das sich ergebende beschichtete Pulver in ein solches mit kleiner Teilchengröße vermahlen wird.
8. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Pulvermischung dadurch als feines Verbundpulver herge­ stellt wird, daß aggregierte Körner des Keramikpulvers be­ reitgestellt werden, diese mit dem mindestens einen metalli­ schen Element beschichtet werden und die sich ergebenden beschichteten Körnchen zu Teilchen kleiner Größe vermahlen werden.
9. Verfahren zum Herstellen eines gesinterten Keramik/Me­ tall-Verbundwerkstoffs, gekennzeichnet durch folgende Schritte:
  • - Herstellen eines Pulvergemischs eines keramischen Pulvers mit einer mittleren Teilchengröße von höchstens 0,5 µm und des Oxids mindestens eines metallischen Elements aus den Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems; und
  • - Sintern des Pulvergemischs in reduzierender Atmosphäre zum Erhalten des Keramik/Metall-Verbundwerkstoffs.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß das Pulvergemisch vor dem Sintern in atmosphärischer Umge­ bung zum Herstellen eines vorab erhitzten Produkts vorab er­ hitzt wird.
11. Verfahren zum Herstellen eines gesinterten Keramik/Me­ tall-Verbundwerkstoffs, gekennzeichnet durch folgende Schritte:
  • - Herstellen eines Pulvergemischs eines keramischen Pulvers mit einer mittleren Teilchengröße von höchstens 0,5 µm und des Hydrids mindestens eines metallischen Elements aus den Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems; und
  • - Sintern des Pulvergemischs in reduzierender Atmosphäre zum Erhalten des Keramik/Metall-Verbundwerkstoffs.
12. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß das Pulvergemisch vor dem Sintern trocken gemahlen wird, um ein feines Pulvergemisch zu erhalten.
13. Verfahren zum Herstellen eines gesinterten Keramik/Me­ tall-Verbundwerkstoffs, gekennzeichnet durch folgende Schritte:
  • - Herstellen einer Mischung eines Keramikpulvers mit einer mittleren Teilchengröße von höchstens 0,5 µm, eines Alkyl­ oxids mindestens eines metallischen Elements aus den Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems und Alkohol;
  • - Hydrolisieren und Erhitzen der Mischung zum Erhalten eines zugehörigen Pulvergemischs; und
  • - Sintern des Pulvergemischs in reduzierender Umgebung zum Erzeugen des Keramik/Metall-Verbundwerkstoffs.
14. Verfahren zum Herstellen eines gesinterten Keramik/Me­ tall-Verbundwerkstoffs, gekennzeichnet durch folgende Schritte:
  • - Auflösen eines Alkyloxids mindestens eines metallischen Elements aus den Gruppen IVa, Va und VIa des Periodensystems zusammen mit einem Alkyloxid eines eine Keramik bildenden Elementes in Alkohol, um eine alkoholische Lösung zu erhal­ ten;
  • - Hydrolisieren und Erhitzen der alkoholischen Lösung zum Erzielen eines Pulvergemischs; und
  • - Sintern des Pulvergemischs in reduzierender Atmosphäre zum Erhalten des Keramik/Metall-Verbundwerkstoffs.
15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, daß nach dem Herstellen der genannten Lösung dieselbe zum Erhal­ ten eines Misch-Alkyloxids erhitzt wird, worauf das Hydroli­ sieren und die weiteren Schritte folgen.
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