JPH10511071A

JPH10511071A - アルミニウム化物含有セラミック成形体の製造

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Publication number: JPH10511071A
Application number: JP8510448A
Authority: JP
Inventors: エーガルシアダニエル; ヤンセンロルフ
Original assignee: ニルスクラウセン
Priority date: 1994-12-29
Filing date: 1995-08-23
Publication date: 1998-10-27
Also published as: EP0800495B1; EP0800495A1; DE59504520D1; DE4447130A1; US6025065A; WO1996020902A1

Abstract

(57)【要約】アルミニウムの微細な粉末、１種またはそれ以上のセラミック物質および場合によ別の金属の混合物から成り、ただし少なくとも１種の酸化物セラミックおよび／または金属粉末が、焼結する際にアルミニウムと反応してアルミニウム化物および場合によりＡｌ₂Ｏ₃形成する混合物中に含有されている、粉末冶金法により成形された生成形体を非酸化性雰囲気中で焼結して得られた、ａ）場合により付加的にアルミニウムおよび／またはアルミニウム合金を含有する、少なくとも１種の金属間アルミニウム化物相５〜７０容量％およびｂ）１種またはそれ以上のセラミック相３０〜９５容量％を含有するセラミック成形体であって、その際、セラミック相が固体の連続した骨組を形成し、かつ金属間化合物相は平均して０.１〜１０μｍの大きさで、主として互いに結合した領域から成るセラミック成形体。

Description

【発明の詳細な説明】アルミニウム化物含有セラミック成形体の製造今日までの多数の変種によりその良好な耐磨耗性に基づく成功が期待されている、この３０年間に開発された硬質金属（Ｃｏ複合ＷＣ）は、金属相を有する非炭化物系セラミックを延性とするために常に研究の対象となっていた。殊に、サーメットの概念も形成された６０年代に酸化物セラミックに関する多数の研究が集中し〔「サーメットの構造および性質」(“Aufbau und Eigenschaften von Ce rmets”Z．Metallkde.，59(1968)170)〕、これにより、脆さの低下が、より高度の技術的な使用に対する見通しを著しく改善するはずであった。目的とした有利な金属の良好な延性と破壊靱性の組合せでは、セラミックの優れた高温特性、耐磨耗性および硬度を有する金属はほとんどの場合に現れなかった。反対に、サーメットは、両方の種類の材料の不利な性質を一緒に持っていた。その理由の一つは、酸化物セラミックの液状の金属による典型的に不良な濡れ性であり、そのために液相焼結の場合に、金属相が成形体からしみだすようになることにある。これを避けるためには、このような複合体を高温プレスするか、または高温鍛造しなければならず、例えばこれは系Ａｌ₂Ｏ₃−Ａｌに関して実施された〔英国特許第２０７００６８（Ａ）号、米国特許第５０７７２４６号の各明細書〕。不良な機械的挙動の別の原因は、典型的には両方の相の粉末冶金的混合物が原因となるサーメットの特性的な構造組織から分かる。セラミック部品は、その際、主として金属マトリックス中に埋め込まれ、これはしばしば２０容量％以下を構成する〔例えば「Ａｌ₂Ｏ₃／Ｎｉ複合材の加工」（“Processing of Al₂O₃/Ni Composi tes”，J.Eur．Ceram．Soc．，10(1992)95 参照〕。多くのサーメットの場合に金属的性質が優勢であるにもかかわらず、金属複合炭化物またはホウ素化物系サーメットの場合には、セラミック相は、さらに骨組を形成できる。〔「サーメット」("Cermets"，Reinhold Publishing Co.，New York，1960)〕。今日では、炭化物系混合物、殊にはＴｉＣ−Ｎｉだけがまだサーメットと呼ばれている。セラミック材料のための強化の新しい考え方は、セラミックマトリックス中に第２の相を組み込むことに基づいており、これによりセラミックの有利な性質が実質的に保持されるようにする。その例は、Ａｌ₂Ｏ₃マトリックス中の転換可能なＺｒＯ₂粒子〔「高温におけるＺｒＯ₂強靱化セラミックの強化方針」（“Streng thening Strategies for ZrO₂-Toughened Ceramics at High Temperature”，J ．Mat．Sci．Eng.，71（1985）23）〕またはＳｉＣウイスカー〔「ＳｉＣウイスカーを用いて強化したＴＺＰ」（“TZP Reinforced with SiC Whiskers”，J．Am．Ceram．Soc.，69（1986）288）〕である。金属の組み込みは最初は意味があるとは考えられなかった。それというのも、従来の複合材料理論によると、低い流動限界および小さい弾性率を有する金属は、硬質で剛性なセラミックを殊にその強さに関して改善できないからである。しかし、最近、これが必ずしも正しくないことが証明できた〔「金属強化セラミックの熱衝撃抵抗性に対するミクロ構造の影響」（“Effect of Microstructure on Thermal Shock Resistance of Metal-Reinforced Ceramics” J．Am．Ceram．Soc.，77（ 1994）701）および「金属がセラミックの機械的性質を改善する」(“Metalle ve rbessern mechanische Eigenschaften von Keramiken”Spektorum der Wissensc haft，1月（1993）107)〕。しかし、古典的なサーメットの構造組織を逆転させる、すなわち、セラミックが硬質マトリックスを形成しており、その中に貫通した単結晶の金属性相が埋め込まれている場合にのみ、目的とする強化が可能である。この場合に、名称「メトセル」(Metcer)を用いて構造組織成分の交代を概念的に特性化している。しかし、この複合材料の変化した構造組織の他に、古典的なサーメットに対する改善のための金属相の著しく小さい寸法が関係している。セラミックマトリックス中に埋め込まれている金属は、「遊離」状態よりも実質的に良好な機械的性質を有し、これは、それでなければ脆い金属間化合物(intermetallische)相に関係すると考えられる〔「メトセル−サーメットの強力な変種」（“Metcers-a Strong Variant of Cermets”，Cfi/Ber ．DKG 71（1994）301）〕。これらの新しい種類の金属−セラミック−複合材料の製造のために、これまでは各種の方法が利用され、例えば局部溶融酸化（ＤＭＯ）であり、これによるとＡｌ溶融物の上に空気の酸化によりＡｌ／Ａｌ₂Ｏ₃−複合材料が成長する〔例えば、「ランキサイド^TMセラミック複合材料の形成」（“Formation of Lanxide^TM Ceramic Composite Materials”，J．Mat．Res.，1 （1986）81）および「溶融金属の局部酸化」(“Directed Oxidation of Molten Metals”，Encyclopedia o f Mat．and Eng．(R.W．Cahn編集)，補遺第２巻，Pergamon，Oxford（1990）111 1)を参照のこと〕。他の実用的な方法は、加圧鋳造〔「サーメットの製造への溶浸技術の応用」(“Application of the Infiltration Technique to the Manufa cture of Cermets”，Ber．Dt．Keram．Ges.，48（1971）262‐8)〕および溶融金属を用いる多孔性セラミックプレフォームの溶浸〔「金属−強化セラミック複合材料の加工のための方法」（“Method for Processing Metal-Reinforced Cer amic Composites”，J．Am．Ceram．Soc.，73[2]388-393(1990)〕である。気体加圧溶浸は、濡れない金属でもセラミックプレフォーム中に溶浸できるという可能性を提供する〔例えば「金属溶浸ＲＢＳＮ複合材料のミクロ構造と性質」(“Micro structure and Properties of Metal Infiltrated RBSN Composites”，J．Eur. Ceram．Soc．9（1991）61‐65)を参照のこと〕。これによると、最初に金属を真空中で溶融し、多くの場合に溶融温度より１００〜２００℃高い溶浸温度に達した際に、セラミックを溶融物中に浸漬し、気体圧力を負荷する。この方法は、従来の加圧鋳造では溶浸できなかった高融点金属に対しても適しているが、しかし非常にコストがかかる。Ａｌが浸透したＡｌ₂Ｏ₃物体が生成する別の方法は、ＳｉＯ₂含有セラミックプレフォーム品の反応溶浸（Reactive Metal Infiltration）に基づく〔例えば、「固体／液体置換反応により製造されたＡｌ₂Ｏ₃／Ａl同時連続セラミック複合材料（Ｃ⁴）：加工、反応速度およびミクロ構造」(“Al₂O₃/Al Co-Continuous Ceramic Composite（C⁴）Materials Produced by Solid/Liquid Displacement Reactions: Processing，Kinetics and Microstructures”，Ceram．Eng．Sci． Proc．15（1994）104)を参照のこと〕。Ａｌ−およびＡｌ₂Ｏ₃含有複合材料は、その外にもテルミット反応（ＳＨＳ：自己伝搬高温合成）によっても製造できる。これまで、多数のこのような反応が研究されたが、これらはいずれも式：ＭＯ＋Ａｌ → Ａｌ₂Ｏ₃ ＋Ｍに従って進行する〔式中、Ｍは金属、ＭＯはこれに相当する酸化物である〕〔例えば「セラミックおよび金属−マトリックス複合材料の燃焼合成」（“Combusti on Synthesis of Ceramic and Metal-Matrix Composites”，J．Mat．Synth．Pr oc．2（1994）271）および「酸化物−Ｂ₄Ｃ複合材料の合成のためのテルミットに基づく反応の熱力学的解析」(“Thermodynamic Analysis of Thermite-Based Reaction for Synthesis of Oxide-B₄C Composites”，J．Mat．Synth．Proc．2 （1994）217 および227)を参照のこと〕。すべてのＳＨＳ−複合材料は、制御不能な熱発生（反応の大きい発熱による）のために、多孔性、不均一および粗い構造組織である。従って、その強さは１００ＭＰａを越えることは稀であり、そのために構造要素としての用途には適合しない。多くの分野において、金属を金属間化合物あるいは金属−セラミック−複合材料により置換することが、相当以前からの材料研究の目的である。殊には、Ａｌ（アルミニウム化物）の金属間化合物が、この場合に、なかでもその低い比重、その良好な高温強さおよびその耐酸化性に基づいて追求されている〔例えば「金属間化合物」(“Intermetallic Comounds”，Mat．Res．Soc．Proc．288 巻,199 3)を参照のこと〕。しかし、セラミック相を有するアルミニウム化物の粉末冶金的製造は、これまで著しくコスト高であったが、それというのも、一方ではアルミニウム化物粉末の製造がその不活性な条件のために著しく高価となり、他方では、完全な緻密化は、高温プレス、高温鍛造、高温押出または高温静水圧プレスまたは爆発成形によってのみ可能であるからである〔なかでも「金属間化合物および金属間化合物マトリックス複合材料の粉末加工」 (“Powder Processing of Intermetallics and Intermetallic Matrix Composit es(IMC)”，Processing and Fabrication of Advanced Materials for High-Tem perature Applications-II，V.A．Ravi ら編集、The Min．Met．Mat．Soc.，199 3 中の93-124頁)を参照のこと〕。その他にも、すべての場合に、アルミニウム化物はマトリックスとなり、一方容量パーセント５０％以下の分散相としてのＡｌ₂Ｏ₃は分散している〔例えば「Ｆｅ₃Ａｌをベースとする合金に関する最近の進歩の総説」（“A Review of Recent Developments in Fe₃Al-Based Alloys”，J ．Met．Res．6（1991）1779）および「高温アルミニウム化物マトリックス複合材料の粉末加工」（“Powder Processing of High Temperature Aluminide-Matr ix Composites”，H-T Ordered Intermetallic Alloys III，133（1988）403）を参照のこと〕。このような結合材料の製造の場合に、２種またはそれ以上の金属を一緒に所望のアルミニウム化物と反応させる方法により反応熱を十分に利用する可能性があるが、しかし、これまで研究されたすべての場合に、機械的性質が測定できないほど粗く不均一な構造組織となっているか〔「完全な密度に近いニッケル−アルミニウム化物の反応焼結」（“Reactive S intering Nickel-Aluminide to Near Full Density”, PMI 20（1988）25〕、またはプレフォームした物体を後続の工程において高温で再緻密化をしなければならなかった〔「ＴｉＡｌ−ＳｉＣおよびＴｉＡｌ−Ａｌ₂Ｏ₃金属間複合材料のＳＨＳ〕(“SHS of TiAl-SiC and TiAl-Al₂O₃ Intermetallic Composites”，J．M ater．Sci．Let.，9（1990）432)〕。これまで公知のすべての結合複合材料の種類およびそれらの製造方法は、特徴的な欠点を有する。加圧鋳造法は、例えば、技術的な理由から（好適な加圧容器材料が存在しない）Ａｌ合金にのみ適し、高温溶融性のアルミニウム化物には適しない。気体加圧溶浸に関しても同様であり、この場合にアルミニウム化物は１４００℃以上の温度でないと溶浸することができない。その上、この場合には、溶浸した複合体を凝固したアルミニウム化物溶融物から取り出さなくてはならず、これは多くの手数を要し、かつ簡単な形状の場合にのみ可能である。反応成形法ＤＭＯおよびＣ⁴は、Ｓｉ−またはＭｇ−含有Ａｌ合金を含むＡｌ₂Ｏ₃物体にのみ適用でき、アルミニウム化物含有合金には適用できない。その上、平均２ｃｍ／日の反応速度はあまりにも遅く、このために加工期間は不当に長くなる。すべての粉末冶金的方法は、これまで酸化物セラミック系サーメットに典型的な欠点となり、すなわち、その構造は高温後処理をしない限り多孔性で粗く（多くのものが１０μｍよりはるかに大きい構造成分である）、かつ不均一であり、そのために不十分な強さおよび破壊靱性となる。従って、本発明の課題は、アルミニウム化物から生成し、場合によればさらに金属性およびセラミック性成分を含むことができ、かつ以上に記載した欠点を有しないＡｌ₂Ｏ₃マトリックス複合材料体の製造である。この課題は、本発明により、ａ）場合によれば追加のアルミニウムおよび／またはアルミニウム合金を含有する、少なくとも１種の金属間アルミニウム化物相５〜７０容量％およびｂ）Ａｌ₂Ｏ₃および場合によれば１種またはそれ以上の別のセラミック相３０〜９５容量％を含み、その際、セラミック相が固体の連続した骨組を形成し、かつ金属間化合物相は平均して０．１〜１０μｍの大きさで、主として互いに結合した領域から成るセラミック成形体を製造する方法において、アルミニウムの微細な粉末、１種またはそれ以上のセラミック物質および場合によれば別の金属の混合物から成り、ただし少なくとも１種の酸化物セラミックおよび／または金属粉末が、焼結する際にアルミニウムと反応してアルミニウム化物および場合によりＡｌ₂ Ｏ₃を形成する混合物中に含有されている、粉末冶金法により成形された生成形体(Gruenkoerper)を、非酸化性雰囲気中で焼結することを特徴とする方法により解決される。本発明による方法においては、アルミニウムを所定の条件下で、全体または一部を酸化物および／または金属と一緒に所望のアルミニウム化物および場合によれば追加してＡｌ₂Ｏ₃に反応させる。本発明は、微細なアルミニウム、ＺｒＯ₂およびＡｌ₂Ｏ₃から成る生成形体を１５５０℃に予熱した空気雰囲気の炉内に迅速に装入して焼結し、その際、期待されるように小さい破片に粉々にならないという意外な所見から出発する。室温から炉内温度まで１秒以下という異常に高い加熱速度のために、通常のセラミック粉末プレス体で通例のように、極端な熱応力の発生および爆発のために小さい破片となることが予想された。しかし、意外にも、生成形体は完全で割れがない成形体となった。引き続く研究から、厚く緻密なＡｌ₂Ｏ₃外層の下には、Ｚｒ− アルミニウム化物およびＡｌ₂Ｏ₃が形成されていることがわかった。しかし、収縮を防ぐ緻密な外層のために、多孔度は生成形体のものと同程度であった。酸素がない状態での操作およびこれにより制限される３０℃／分の低い加熱速度での操作からも同様の成形体が製造できたが、しかしこれは厚いしわが寄っていた。添付図面の図１は、この場合Ａｌ４５容量％、２Ｙ−ＺｒＯ₂２０容量％およびＡｌ₂Ｏ₃３５容量％から成る生成形体を用いた研磨面から得られた構造図を示している。図１の明るい領域（大きさ約１.５μｍ）は金属間化合物、暗い領域はα−Ａｌ₂Ｏ₃から成っている。約１Ω／ｃｍであるこの物体の電気抵抗は、この金属間化合物相の領域が互いに連結していることを示す。図面の図２ａおよび２ｂは、粉末にサファイア繊維（直径１２５μｍ）を加えて同様に製造した成形体による断面を示す。１５５０℃における１時間の真空焼結により、図２および２ａに示す繊維結合体が製造された。繊維／マトリックスの境界面の増大は、完全な焼結は剛性で収縮しない相の周囲に割れの発生を起こさないことを意味する。本発明により得られたセラミック成形体の驚異的な性質および新規の構造への前提条件は、生成形体の粉末成分の微細な状態にある。この際、微細とは、本発明の範囲内で、平均粒径１μｍ以下ならびに少なくとも粉末の比表面積５ｍ²／ｇとする。有利には、比表面積１０〜４０ｍ²／ｇの粉末混合物である。さらに大きい比表面積も同様に適しているが、その製造に不必要に経費がかかる。生成形体の組成は、有利には、最終複合材料中に、金属間化合物および場合によれば金属相が１５〜７０容量パーセントとなるように指定する。アルミニウム化物相の最大の可能な割合ｚは、次式で表される。ｘＡｌ＋ｙＭＯ → ｚＭＡｌ＋ａＡｌ₂Ｏ₃ 〔式中、ＭＯは、量ｙの酸化物セラミック物質であり、これは量ｘのＡｌと一緒に（多くの場合発熱）量ａのＡｌ₂Ｏ₃よび所望のアルミニウム化物ＭＡｌに反応する。これは、例えば次表に示される（反応焼結された生成物中の体積部をカッコ内に記載する）。最終製品中のセラミック相の割合をａよりも高くする場合には、出発粉末混合物にさらにＡｌ₂Ｏ₃および／または別のセラミック相を加えなければならない。粉末混合物のためのセラミック物質は、有利には下記の群から選択される：Ａｌ₂Ｏ₃、ＡｌＮ、Ａｌ₄Ｃ₃、ＡｌＢ₂、Ｃ、Ｃｒ₂Ｏ₃、ＣｒＢ₂、Ｃｒ₂Ｃ₃、ＣｕＯ、Ｃｕ₂Ｏ、ＣｏＯ、Ｃｏ₂Ｏ₃、ＳｉＯ₂、Ｓｉ₃Ｎ₄、ＳｉＣ、Ｓｉ_xＢ_y、Ｂ₄ Ｃ、ＺｒＯ₂、ＺｒＢ₂、ＺｒＣ、Ｚ rＮ、ＨｆＯ₂、ＨｆＢ₂、ＨｆＣ、ＨｆＮ、Ｔａ₂Ｏ₅、ＴｉＯ、ＴｉＯ₂、ＴｉＮ、ＴｉＣ、ＴｉＢ₂、ＦｅＯ、Ｆｅ₂Ｏ₃、Ｆｅ₃Ｏ₄、Ｆｅ₂Ｃ₃、ＦｅＢ₂、ＭｇＯ、ＭｎＯ、ＭｏＯ₃、Ｎｂ₂Ｏ₅、ＮｉＯ、ＣａＯ、Ｙ₂Ｏ₃、Ｖ₂Ｏ₅、ＷＣ、ムライト、スピネル、ジルコン酸塩、イルメナイト（ＦｅＴｉＯ₃）、ジルコン（ＺｒＳｉＯ₄）またはチタン酸塩ならびにＦｅ含有鉱物、Ｔｉ含有鉱物、Ｃｏ含有鉱物、Ｎｉ含有鉱物、Ｚｒ含有鉱物、Ｓｉ含有鉱物、Ｎｂ含有鉱物、殊にはジルコン（ＺｒＳｉＯ₄）またはイルメナイト（ＦｅＴｉＯ₃）である。最終のセラミック体中には、同じ物質がセラミック相を形成していてもよい。金属粉末は、アルミニウムの他に、有利には下記の群から選択される：Ａｕ、Ａｇ、Ｂ、Ｃｅ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｋ、Ｕ、Ｍｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔａ、Ｔｉ，Ｚｎ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｙ、Ｓｃ、Ｗ、Ｖ。酸化物セラミックと場合によれば金属粉末との組合せは、有利には、これらの反応により１種またはそれ以上の下記のアルミニウム化物が得られるように選択する：ＴｉＡｌ、ＴｉＡｌ₃、Ｔｉ₃Ａｌ、Ｎｉ₃Ａｌ、ＮｉＡｌ、Ｆｅ₃Ａｌ、ＦｅＡｌ、Ｚｒ₃Ａｌ、Ｎｉ₂ＴｉＡｌ、Ｆｅ₃(Ａｌ，Ｓｉ)、ＮｂＡｌ₃、Ｎｂ₃Ａｌ、ＴａＡｌ₃、Ｔａ₃Ａｌ、ＦｅＣｒＡｌ、Ｆｅ₃ＡｌＣ、Ｃｏ₂ＴｉＡｌ、ＦｅＴｉＡｌ、Ｔｉ₂ＮｂＡｌ、Ｔｉ₅（Ａｌ，Ｓｉ）₃。またＴａＡｌ、Ｃｒ₄Ａｌ₉、Ｃｒ₅Ａｌ₈、Ｃｒ₂Ａｌ、Ａｌ₂Ｚｒ、Ａｌ₃Ｚｒ、Ａｌ₃Ｆｅ、ＡｌＮｂ₂、Ａｌ₂Ｔａ、Ａｌ₈Ｍｏ₃、ＡｌＭｏ₃、ＡｌＭｏ、ＡｌＣｏ、Ａｌ₃Ｃｏも該当する。これらのアルミニウム化物の１種またはそれ以上、有利にはＮｉ₃Ａｌは、核生成剤として粉末に加えることもできる。生成形体の製造のための粉末混合物の摩砕は、有利には液状の有機媒体中でボールミルまたは同様の摩砕装置を用いて行う。この場合、摩砕ボールとしては、有利には鋼、ＷＣ−ＣｏおよびＡｌ₂Ｏ₃から成るボール、殊に有利にはＺｒＯ₂( Ｙ−ＴＺＰ)から成るボールを用いる。あるいは、粉末混合物を乾燥状態で不活性雰囲気中または真空中で摩砕することも可能である。粉末混合物には、場合によれば強化材または機能要素を加えることができる。これらは、有利には粒子、球、小平板、ウイスカー、繊維または類似の形であってもよい。このような強化添加物の容量パーセントは、有利には５〜５０％の間にあってもよい。多すぎたりまたは少なすぎる添加物は、基体の性質を同じに維持できないか、あるいは目的とする強化効果が低くなる。これらの強化要素または機能要素は、有利には０．５〜１０００μｍの間の直径を有する。これにより基体の有利な機械的性質が保持される。添加する要素は、有利には、酸化物、炭化物、窒化物、ほう化物および／またはケイ化物から成り、有利には炭素、ダイアモンド、ＳｉＣ、Ａｌ₂Ｏ₃、Ｓｉ₃Ｎ₄、ＴｉＣ、ＷＣおよび／またはＺｒＯ₂から成る。ＺｒＯ₂は、殊に構造生成に有利であることが分かっている。調整した試験混合物を直接または３００〜５００℃における予熱の後に、生成形体にさらに加工することができる。生成形体の製造は、自体公知の粉末冶金的方法で行う。いわゆるＰ／Ｍ法はすべて好適であり、また１軸または静水圧プレス、射出成形、スラリーキャスティング、押出または類似の方法も好適である。これらの方法は、当業者には公知であり、ここに詳細に説明する必要はない。生成形体の焼結は、上記のように、非酸化性雰囲気中、すなわち殊には酸素を遮断して行う。有利には、真空中または気体Ｈ₂、Ｎ₂、ＡｒまたはＨｅの１種またはそれ以上から成る雰囲気中である。これまでの研究は、大部分が下記の実施例中に記載する組成において、Ａｌと酸化物系物質との間の反応を大部分が温度範囲３５０〜６６０℃の間、すなわち、Ａｌの融点以下で進行するようにして得られた。従って、この範囲内でいくらかゆっくりと加熱する（１〜１０Ｋ／分）と有利な場合も多い。この場合に、固体−液体間反応ではなく、固体−個体間反応が進行することも意外であった。上記の条件下で、焼結は、１１００℃ですでに始まる。しかし、温度は１９００℃まで上昇させることができる。有利には１３５０〜１６００℃である。加熱速度は、本発明による方法では、技術的に実施きでる大きさでもよい。通常、これは１〜１００℃／分、有利には１０〜４０℃／分である。この条件下で、焼結はさらに通例で特別に高価ではない装置を用いて実施できる。上記の方法から変形して、上記にすでに記載した、特に高い加熱速度や酸素含有雰囲気中での焼結の特殊な製造方法でも焼結できる。このような本発明による方法からの変形法により、１３００〜１６００℃に予熱してあり、例えば空気または酸素雰囲気の炉内で、生成形体を１００℃／分以上の加熱速度で処理し、物体の内部が酸化できる前に厚い酸化物層が形成されるようにする。この実施態様の場合に、十分に高い密度に達するために、高温静水圧の再緻密化を温度１２００〜１６００℃の間および圧力５０〜２００ＭＰａの間で実施する。しかし、このような再緻密化処理は、上記の非酸化性雰囲気中で焼結した成形体にも適用できる。本発明により製造されたセラミック成形体の特殊性は、その金属間化合物相が通常の冶金的構造改善処理で実施できることにある。この構造改善処理は、実質的に熱処理から成る。このような熱処理は有利には、焼結した成形体を真空中または不活性または還元性雰囲気中で、金属間化合物相および場合によれば存在する限り金属相の組織が均質であり、少なくとも金属間化合物領域の平均直径に少なくとも相当する粒径に達するまで、１０００〜１６００℃の範囲の温度で赤熱して行う。言い換えれば、少なくとも金属間化合物相の互いに連続している領域の大きさ、すなわち平均して０.１〜１０μｍに相当するまで粒子を大きくさせなければならない。適当な金属酸化物または金属を出発混合物に添加することによる金属間化合物の機械的性質の改善のための理論および技術から公知の合金手段は、ここに記載した複合材料に対しても適用可能であって、例えば、少量のＣｏ（ＣｏＯ）またはＮｉ（ＮｉＯ）をＦｅ₃Ａｌを含むインターメトセルへ、またはＦｅＡｌへのＢおよびＮの添加、またはＮｉ₃ＡｌへのＢの添加である。本発明の別の実施態様によると、非酸化性条件下で焼結した成形体を引き続き酸素含有雰囲気中でさらに加熱して酸化物含有、殊にはＡｌ₂Ｏ₃から成る保護相を形成することができる。このような保護相は、有利には厚さ１〜５００μｍである。保護相の厚さは、温度および酸化性雰囲気中における赤熱処置の期間により制御できる。例えば、ｎ−ヘキサン中のＡｌ₂Ｏ₃５７.１容量％、Ａｌ２４.６容量％、ＮｉＯ１４.１容量％およびＮｉ４.２容量％の８時間の摩砕により得られた粉体混合物から、生成形体を成形し、１時間１５５０℃で成形ガス（Ｈ₂とＮ₂との混合物）中において焼結した。０.５〜２μｍの相領域を有する得られた微細な複合材料は、Ａｌ₂Ｏ₃５７容量％およびＮｉ₃Ａｌ４３容量％から成り、その際Ｎｉ₃Ａｌの粒径は、大部分がＡｌ₂Ｏ₃の領域の間のＮｉ₃Ａｌ領域の大きさを越えていた。痕跡量のＮｉＡｌがＸ線により確認された。これは、ＮｉＯがこの条件下で完全に還元され、かつＡｌ₂Ｏ₃は緻密な微粒状（ほぼ１μｍ）マトリックスに一緒に焼結されていることを示す。しかし、ＮｉＯおよびＮｉを含まない同様の混合物は、緻密化されなかった。凹み−割れ長さ法（Eindruck-Risslaengemethode 、ＩＣＬ）により測定したＡｌ₂Ｏ₃／Ｎｉ₃Ａｌ複合材料の破壊靱性は、９.５ＰＭａ・ｍ^1/2であって、これは純粋のＡｌ₂Ｏ₃マトリックスの場合のほとんど３倍に相当する。添付図面の図３は、別の試験において本発明により製造された成形体の構造を示す。このためには、Ａｌ２５容量％、Ｔｉ２５容量％、ＺｒＯ₂１８.２容量％およびＡｌ₂Ｏ₃３１.８容量％を１０時間、ステアリン酸１.５重量％を含むシクロヘキサン中で、２ｍｍＺｒＯ₂ボールを入れたアトリションミルを用いて摩砕し、引き続き噴霧乾燥した。乾燥した粉末を３００ＭＰａにおいて静水圧的に、直径５０ｍｍ、厚さ１０ｍｍの円板にプレスした。試料を成形ガス中、１５℃／分で１５００℃に加熱し、そのまま２時間保持した。図３に示すように、試料は緻密でセラミック相としてＺｒＯ₂（明色）約１０容量％およびＡｌ₂Ｏ₃(暗色)５０容量％、ならびに金属間化合物相としてＴｉ₃Ａｌ／ＴｉＡｌおよびＺｒ₃Ａｌ（灰色）約４０容量％を含んでいた。図３は、セラミックおよび金属間化合物相の連続した骨組を示している。この場合に、ＩＣＬ破壊靱性は６.８ＭＰａ・√ ｍ、４点曲げ強さ（試験片寸法４０ｘ４ｘ４ｍｍ³）は、７１０ＭＰａ±１１％であった。添付図面の図４ａおよびｂは、セラミック（暗色）および金属間化合物相の両方の相互浸透網状構造を示しており、その中で複合材料体の構造は、Ａｌ₂Ｏ₃／ＺｒＯ₂およびＦｅ_xＡｌ_yとＺｒ_yＡｌ_yのアルミニウム化物との混合物から成ることを表している。出発粉末混合物は、Ａｌ２４容量％、Ｆｅ１８容量％、Ａｌ₂ Ｏ₃３７容量％およびＺｒＯ₂２１容量％から成っていた。これから製造されたプレス成形体を１時間、１５５０℃、アルゴン中において、加熱速度３０℃／分で焼結した。曲げ強さは４９０ＭＰａであり、ＩＣＬ破壊靱性は１１.５ＭＰａ・ｍ^1/2であった。真空の膨張計中で焼結した同一組成の試料は、１１８０℃で収縮開始を示し、その際１５５０℃の最高焼結温度に達する１０分以後には、それ以上の収縮は起きなかった。急速で完全な焼結は、一部はレドックス反応の際に生成するＡｌ₂Ｏ₃クリスタリットの微細度、また場合によれば一部は一時的なＡｌ含有液相の作用に帰せられる。本発明によると、操作側からも、製造された成形体の性質の側からも関連する一連の多数の有利な特徴が得られる。殊には、従来の技術に対して下記のような利点が得られる。１．安価な酸化物（例えばＴｉＯ₂、Ｆｅ₂Ｏ₃、Ｎｂ₂Ｏ₅、ＺｒＯ₂など）および鉱物（例えばイルメナイト）の比較的低い温度におけるその場での還元のために、本発明による方法は、容易に実施ができ、また著しく少ない経費となる。２．急速な加熱（炉技術的に考えられる最も可能な速さ、すなわち１００℃／分以下）および短い焼結時間は、「インターメトセル」成分を急速に完成させる。３．少なくとも高温静水圧プレスを用いる完全な緻密化は、１３５０℃以下の温度でもすでに可能である。これは、本発明により、「インターメトセル」スラリーを溶浸させた多数のタイプの繊維（Ａｌ₂Ｏ₃、ＳｉＣなど）による繊維複合体は、繊維を損傷しないで緻密化できることを意味する。ある種の組成においては、１３００℃における焼結によっても短時間（１分間）で加圧しない緻密化が可能である。４．アルミニウム化物の粉末冶金的製造の際に発生するすべての問題（保護ガス内摩砕、Ｏ₂取込み、界面不純物など）は、本発明による「インターメトセル」の製造においては発生しない。追加の焼結助剤の添加も不要である。５．セラミック相、殊にはＡｌ₂Ｏ₃および場合によれば強化要素の高い割合のために、本発明により得られる「インターメトセル」物体の典型的な性質は「セラミック」的、すなわち耐高温性、耐酸化性、硬質および耐磨耗性である。しかし、破壊靱性および一部は破壊強さもモノリシックのセラミック、例えばＡｌ₂ Ｏ₃（約３.５ＭＰａ・ｍ^1/2、約４００ＭＰａ）の値よりも実質的に良い。６．連続した金属間化合物相は、良好な熱伝導性の作用があり、これは良好な耐熱衝撃性を結果として得る。その外に、この物体は電導性なので、電気火花腐食加工(Funkenerosionsbearbeitung)および誘導加熱が可能である。７．本発明により生成するセラミックマトリックス、殊にはＡｌ₂Ｏ₃マトリックスの粒子境界は非常に清潔であり、すなわち、ＳｉＯ₂分（不純物）はＡｌにより還元され、これによりＳｉはアルミニウム化物内に組み込まれる。これから良好な耐クリープ性が得られる。８．本発明により得られる「インターメトセル」は、他の公知の方法によっては、同じ品質がほとんど製造できない。多孔性の予備成形体内に加圧溶浸した溶融アルミニウム化物（融点２０００℃以上まで！）は、技術的には予想できるであろうが、しかし、経済的には採算が合わないほど高い技術的な経費がかかる。粉末冶金的方法による製造は、あらゆる場合に、高温の再緻密化を用いてようやく同様の製品にすることができるが、しかしこれは同様な有利な性質は持たないであろう。９．組成成分の変化により、０.１〜１０³Ωの間の電気抵抗に調節ができる成形体が製造できる。１０．短時間に本発明により焼結した「インターメトセル」の構造の微小性（＜１μｍ）、殊にはＡｌ₂Ｏ₃マトリックスの粒径によるもののために、これによる予備成形品は超可塑性的に変形できる。１１．これまで溶融酸化（ランクサイド^TM）およびＣ⁴法により製造された成形体は、本発明による方法により、広い変化範囲および良好な機械的性質をもって製造できる。１２．アルミニウム化物の良好な耐酸化性および高温強さにより、本発明により得られた「インターメトセル」もこれに相当する高温性質を有する。１３．有利にはアルミニウム化物相は、セラミック領域間の寸法よりも大きい粒径を有するので、割れを橋渡しするアルミニウム化物の結合は、機械的に例えば単結晶として挙動システム、すなわち典型的なアルミニウム化物の粒間弱点は、効果を表すことができない。これにより、結合は延性であり、高温でも高い伸び限界を有する〔これに関しては、「メトセル」−サーメットの強い変形（”Metcers - A Strong Variant of Cermets”，CFI/Ber． DKG 71（1994）301）参照〕。１４．機械的性質を改善するためのすべての公知の合金添加物およびすべてのこれに関して記載されている熱処理は、本発明により得られる「インターメトセル」の構造制御に問題なく転用できる。１５．本発明により得られる「インターメトセル」は、小さい平板複合材料および繊維複合材料のための理想的なマトリックスであるが、他の硬質相（例えばダイアモンド）または機能性相に対しても有効である。１６．「インターメトセル」上の連続したＡｌ₂Ｏ₃保護層生成の可能性は、高温用途にもまた摩擦のある用途にも大きい利益を提供する。１７．著しく硬い成分（ダイアモンド、ＳｉＣ、ＴｉＣ、ＷＣなど）を用いて、本発明により製造された「インターメトセル」複合体は、金属、セラミックまたは木質（またはポリマー）性部品の加工のための切削工具としても用いられる。１８．異なる組成の層または異なる容量パーセントのセラミック相から成る「インターメトセル」の層状構成は、機能勾配の生成を可能とする。１９．得られた成形体の貫通した金属間化合物相は、最小の経費で金属化相がなく金属成分を用いる結合生成のためのロウ付けまたは溶接法（ジョイニング）例えば摩擦溶接の実施を可能とする。２０．本発明により得られる「インターメトセル」の低い比重（４〜５ｇ／ｃｍ³の範囲内）は、相当する成分、殊には可動性の部品を技術的に重要にする。２１．別の利点は、安価な鉱物、例えばイルメナイト、ヘマタイト、マグネタイト、ジルコン、クロマイトなどを出発物質としてＡｌとの反応のために利用できることにある。多くの場合に、鉱物中に含まれる不純物が、Ａｌ₂Ｏ₃格子中（例えばＣｒ₂Ｏ₃）に溶けるか、または生成したアルミニウム化物内に組み込まれるかする。不純物がＡｌ₂Ｏ₃中に分散粒子として、またはアルミニウム化物などの中に別の反応生成物（例えばケイ化物）として分散されていても、複合体は、有利な性質を有することをでき、殊にこれらが著しく低い製造コストである場合である。アルミニウム化物の機械的性質の改善のための多数の公開文献により公知となっているあらゆる金属組織学的手段は、本発明により得られる「インターメトセル」に対しても適用できる。これは、殊に、元素、例えばＮｂ、Ｃｒ、Ｚｒ、ＶおよびＭｏのアルミニウム化チタンへの合金による添加にも成立する。これにより、本発明は、広い応用空間が存在する複合材料の新しい種類への道を開く。これは、殊に欠陥許容性、耐磨耗性よび耐高温性、耐酸化性の成分、例えば高性能ブレーキにおける摩擦要素として応用できる繊維複合材料のためのマトリックスとして、殊にインターメトセルにも成り立つ。また、エンジンおよびタービンの高温部分における可動部品も、その低い比重のために「インターメトセル」材料から製造できる。金属（１０^-16）とセラミック（１０¹⁰Ωｃｍ）、有利には０. １と１０００Ωｃｍの間に正確に調節できる電気抵抗を有する固体機能材料が、本発明により得られる。特別の実施態様は、金属間化合物相の割合が一方から他方（層平面に垂直な方向）に向いて増加する層的なインターメトセル構造により得られ、これは相当する性質の変化と結びついている。本発明による方法を用いて、簡単な粉末冶金的方法により著しく安価な原料から得られる新しい種類の高機能性材料が提供される。これは多方面にわたって応用でき、かつ大きい性質の変化幅をもって製造できる。下記の実施例で本発明をさらに説明する。すべての実施例において、アトリション・ミリング（摩砕）の間に、Ａｌの１０〜４０重量％が無定形Ａｌ₂Ｏ₃およびγ種のＡｌ₂ Ｏ₃相に酸化により変化されることに注意しなければならない。このミリング効果は、「ＲＢＡＯセラミックスにおける相およびミクロ構造発生に対する加工パラメーターの効果」("Effect of Processing Parameters on Phase and Microst ructure Evolution in RBAO Ceramics" J．Am．Ceram．Soc.，77（1994）2509) 中に詳しく記載されている。この酸化されたＡｌの割合は正確に測定でき、これを所望のインターメトセル組成の場合に考慮に入れることができる。実施例１Ａｌ粉〔アルキャン(Alcan)１０５、直径２０〜５０μｍ、アルキャン社、モントリオール／カナダ〕４５容量％、Ａｌ₂Ｏ₃〔ＭＰＡ４、セラロックス・コンデア・ヘミー、ブルンスビュッテル(Ceralox Condea Chemie，Brunsbuettel)、直径０.３μｍ〕３５容量％、ＺｒＯ₂〔ＴＺ−２Ｙ、トーソー、日本、直径＜１ μｍ〕２０容量％から成る粉末１００ｇを７時間、アセトン中で３ｍｍのＴＺＰ摩砕ボールを入れたアトリションミル中で摩砕した。平均粉末粒度は、これにより１μｍに低下した。その後、混合物を乾燥させ、引き続き静水圧的に寸法４０ ×４０×８ｍｍ³の平板に圧力３００〜９００ＭＰａにおいてプレスした。引き続き試料を真空中、３０Ｋ／分で１５５０℃に加熱し、１時間この温度に保持した。これにより、すべての試料がＴＤ（理論密度）９５％以上の密度を有し、その際、一部には直径＜１μｍの微細孔が存在していた。この物体は、Ａｌ₂Ｏ₃とＺｒＯ₂約７０容量％から成るセラミックマトリックス中に実質的に連続して埋め込まれている、微細領域(直径＜５μｍ)のアルミニウム化物混合物Ａｌ₂Ｚｒ／Ａｌ₃Ｚｒから成っていた。収縮（生成形体から焼結体の間の寸法の線変化）は、９００ＭＰａの静水圧プレスにより９％、３００ＭＰａでは１２％であった。平均４点曲げ強さは、４７０ＭＰａ、またき裂長さ破壊靱性（ＩＣＬ）は６.８ＭＰａ・ｍ^1/2であった。実施例２実施例１と同様に、Ａｌ２４容量％、Ｆｅ〔アルドリッヒ、シュタインハイム (Aldrich，Steinheim)、直径＜１０μｍ〕１８容量％、Ａｌ₂Ｏ₃３７容量％およびＺｒＯ₂２１容量％から成る混合物を７時間摩砕、乾燥および９００ＭＰａで静水圧プレスした。引き続き試料を真空中、３０Ｋ／分で１５５０℃に加熱し、１時間この温度に保持した。これにより、収縮は、ＴＤ９５％以上の最終密度で１１.２％であった。焼結体は、ＡｌＦｅとＦｅ₃Ａｌ約２０容量％およびＡｌ₂ Ｏ₃とＺｒＯ₂８０容量％から成っていた。実施例３アセトンの代わりにイソプロパノールを用いたことだけを除き実施例１の記載と同様に、Ａｌ４０容量％、Ｎｂ〔シュタルク、ゴスレル(Starck，Gosler)、直径＜１０μｍ〕１０容量％、Ａｌ₂Ｏ₃３０容量％およびＺｒＯ₂２０容量％から成る混合物を摩砕、乾燥および３００ＭＰａで静水圧プレスした。引き続き試料を真空中、１５Ｋ／分で１５５０℃に加熱し、１時間この温度に保持した。これにより、収縮は、ＴＤ９４％以上の最終密度で１０. ５％であった。焼結体は、痕跡量のＡｌＮｂ₃を含むＡｌＮｂ₂約２０容量％およびＡｌ₂Ｏ₃＋ＺｒＯ₂約８０容量％から成っていた。ＩＣＬ破壊靱性は５.９ＭＰａ・ｍ^1/2であった。実施例４実施例１の記載と同様に、Ａｌ５５容量％、Ａｌ₂Ｏ₃２５容量％およびＺｒＯ₂ ２０容量％から成る混合物を摩砕、乾燥および１０分間、５００℃、真空中で熱処理した。４００ＭＰａにおける静水圧プレスにより、ＴＤ５６.４％のグリーン密度が得られた。引き続き、試料を成形ガス中、２５Ｋ／分で１５５０℃に加熱し、２時間この温度に保持した。焼結体は９５％以上のＴＤを有し、これによりＡｌ₃Ｚｒ＋Ａｌ₂Ｚｒ約２５容量％およびＡｌ₂Ｏ₃＋ＺｒＯ₂７５容量％から成っていた。ＩＣＬ破壊靱性は６.２ＭＰａ・ｍ^1/2であった。Ａｒ圧力１８０ＭＰａおよび温度１４５０℃における１０分間の高温静水圧プレス再緻密化により、試料はほとんど完全に緻密になった。ＩＣＬ破壊靱性は７.６ＭＰａ・ｍ^1/2に上昇した。実施例５実施例１の記載と同様に、Ａｌ４５容量％、ＴｉＯ〔リーデル−デ・ハーン、ゼールツェ(Riedel-de Haeen，Seelze)、直径＜１００μｍ〕２０容量％、Ａｌ₂ Ｏ₃１５容量％およびＺｒＯ₂２０容量％から成る混合物を摩砕、乾燥および１０分間、５００℃、アルゴン中で熱処理した。引き続き粉末混合物を９００ＭＰａで静水圧プレスした。この物体は、成形ガス中、１４５０℃で２時間焼結した後に密度がＴＤ約９５％、収縮９.２％であった。このようにして得られた焼結体は、微細に分散したＺｒＯ₂を含むアルミニウム化物ＡｌＴｉ₃とＡｌ₂Ｏ₃から成っていた。痕跡量のＴｉＯ₂も確認できた。実施例６ステアリン酸１.７重量％を含むシクロヘキサン中のＡｌ４５容量％、Ａｌ₂Ｏ₃ ３５容量％およびＴｉＯ₂２０容量％から成る混合物２００ｇを１０時間摩砕し、噴霧乾燥した。７００ＭＰａでの静水圧プレスおよび真空中１５００℃における１時間の焼結の後、密度がＴＤ約９４％、収縮１３.５％の物体が得られた。焼結体は、主成分ＡｌＴｉ₃約３５容量％、Ａｌ₂Ｏ₃約６５容量％から成っていた。ＨＩＰ再緻密化（１０分間、１８０ＭＰａ、Ａｒ圧力）の後に、試料は１００％の密度で、ＩＣＬ破壊靱性８.２ＭＰａ・ｍ^1/2を有していた。実施例７実施例６の記載と同様に、Ａｌ２０容量％、Ｔｉ〔アルドリッヒ、シュタインハイム、直径＜１００μｍ〕２１容量％、Ａｌ₂Ｏ₃１７容量％およびＺｒＯ₂４２容量％から成る混合物を摩砕，乾燥および実施例４のように熱処理した。３００ＭＰａでの静水圧プレスおよび真空中１５５０℃における焼結の後、焼結体の最終密度はＴＤ約９６％、収縮１５％であった。これにより、この物体は、ＺｒＯ₂から成る部分を含むＡｌ₂Ｏ₃マトリックス中に埋め込まれているＡｌＴｉ₃／ＡｌＴｉ合金２０容量％以上から成っていた。Ｘ線測定によると、さらに痕跡量のＴｉおよびその他のまだ同定できない相を含んでいた。実施例８実施例１の記載と同様に、Ａｌ３４容量％、Ｔｉ３６容量％およびＡｌ₂Ｏ₃３０容量％から成る混合物を摩砕し、９００ＭＰａにおいて静水圧プレスし焼結した。収縮１０.３％および焼結密度ＴＤ９４％以上において、この物体は、ＡｌＴｉ₃／ＡｌＴｉから成る微細に分散した連続した合金を含むＡｌ₂Ｏ₃マトリックス約６０容量％から成っていた。ＩＣＬ破壊靱性は６.９ＭＰａ・ｍ^1/2であった。２００ＭＰａ、Ａｒ圧力下における２０分間のＨＩＰ再緻密化により、これは７.５ＭＰａ・ｍ^1/2に上昇した。実施例９実施例２の記載と同様に、Ａｌ５０容量％、Ｎｂ₂Ｏ₅〔ジョンソン・マッセイ、カルルスルーエ(Johnson Matthey，Karlsruhe)、直径１０〜２０μｍ〕２０容量％およびＡｌ₂Ｏ₃３０容量％から成る混合物を摩砕、静水圧プレスおよび焼結した。この試料は、ＴＤ約９６％、収縮１２.３％であった。この焼結体は、ＡｌＮｂ₂／ＡｌＮｂ₃約３０容量％ならびにＡｌ₂Ｏ₃約７０容量％から成っていた。実施例１０実施例２の記載と同様に、Ａｌ６０容量％、ＴｉＯ〔アルドリッヒ、シュタインハイム、＜４０メッシュ〕２０容量％およびＡｌ₂Ｏ₃２０容量％から成る混合物を摩砕、静水圧プレスおよび１６００℃で２時間、成形ガス中で焼結した。試料は、殆ど完全に緻密で、少量のＡｌＴｉ部分を有するＡｌＴｉ₃約４０容量％ならびにＡｌ₂Ｏ₃約６０容量％から成っていた。ＩＣＬ破壊靱性は７.１ＭＰａ・ｍ^1/2であり、４点曲げ破壊強さは６４０ＭＰａであった。実施例１１実施例１の記載と同様に、Ａｌ５０容量％、ＮｉＯ〔アルドリッヒ、シュタインハイム、直径１０〜２０μｍ〕２０容量％およびＡｌ₂Ｏ₃３０容量％から成る混合物を摩砕、静水圧プレスおよび焼結した。これにより、試料は、密度ＴＤ９５％以上であり、主としてアルミニウム化物ＡｌＮｉ₃およびＡｌ₂Ｏ₃約６５容量％から成っていた。実施例１２実施例２の記載と同様に、Ａｌ３３容量％、Ｎｉ〔ベントラ(Ventra)、カルルスルーエ、直径１μｍ〕１０容量％、Ｍｇ１容量％およびＡｌ₂Ｏ₃５６容量％から成る混合物を摩砕、プレスおよび焼結した。これによりほとんど細孔を含まない試料は、ＡｌＮｉ／ＡｌＮｉ₃約３０％ならびにＡｌ₂Ｏ₃約７０容量％から成っていた。ＩＣＬ破壊靱性は７.５ＭＰａ・ｍ^1/2であった。実施例１３実施例１の記載と同様に、Ａｌ４５容量％およびＡｌ₂Ｏ₃３５容量％およびフェーズＸ２０容量％から成る混合物を混合、静水圧プレスおよび焼結した。これにより、下記の相をＸ線測定により確認した。実施例１４実施例６と同様に、Ａｌ４５容量％、ＭｏＯ₃２０容量％およびＺｒＯ₂３５容量％から成る混合物を摩砕、プレスおよび焼結した。これによる試料は、Ａｌ₂ Ｏ₃＋ＺｒＯ₂約７５容量％およびＡｌ₃Ｚｒ、Ａｌ₈Ｍｏ₃および同定できなかった相から成るアルミニウム化物混合物２５容量％から成っていた。実施例１５実施例１の記載と同様に、Ａｌ５容量％、Ｆｅ３０容量％、ＺｒＯ₂２０容量％およびＡｌ₂Ｏ₃４５容量％から成る混合物を摩砕、１軸プレスおよび焼結した。これにより、高密度の試料は、Ａｌ₂Ｏ₃約５５容量％、ＺｒＯ₂１５容量％ならびにＡｌＦｅおよびＡｌ₂Ｚｒから成っていた。実施例１６実施例１の記載と同様に、Ａｌ２４容量％、Ｆｅ１８容量％、Ａｌ₂Ｏ₃５８容量％から成る混合物を摩砕、プレスおよび焼結した。これによる試料は、Ａｌ₂ Ｏ₃約６０容量％およびＡｌＦｅ／Ｆｅ₃Ａｌ４０容量％から成っていた。ＩＣＬ破壊靱性は１１.５ＭＰａ・ｍ^1/2、かつ４点曲げ破壊強さは５１０ＭＰａ、収縮１５％以下であった。実施例１７実施例１の記載と同様に、Ａｌ５０容量％およびＺｒＯ₂５０容量％から成る混合物を摩砕、プレスおよび焼結した。密度は約９６％ＴＤで、収縮は１２％であった。焼結体は、Ａｌ₂Ｚｒ約３０容量％ならびにマトリックスとしてＺｒＯ₂ およびＡｌ₂Ｏ₃から成っていた。約１０容量％を占めるその他の金属間化合物相は、明らかには同定できなかった。実施例１８実施例１の材料を、大きさ１０μｍのダイアモンド粒子（デ・ビアス、ヨハネスブルグ、南アフリカ(DeBeers，Johannesburg，Suedafrika)２０容量％に対するマトリックスとして用いた。この粒子は、実施例１に記載したように、１０分間のアトリションミル内の摩砕工程の後に、混合させた。その後、この複合混合物をロトヴァップ(Rotovap)乾燥機中で乾燥させ、６００ＭＰａにおいて直径１０ｍｍおよび高さ１０ｍｍの円柱に静水圧プレスした。これを３０Ｋ／分で真空中で１４００℃に加熱し、３０分間保持した。これにより試料は気密（ＴＤ約９４％）となったので、これを１４００℃においてＡｒ圧力２００ＭＰａにおいて、１５分間ＨＩＰ再緻密化ができた。これにより複合試料は緻密で、ダイアモンド粒子は、一見反応しないで材料中に実施例１の記載と同様に均一で組み込まれた。実施例１９実施例５の材料中に、ムライト繊維〔住友化学、アルテックス(Altex)２Ｋ〕約１０容量％を、実施例６で摩砕したスラリーを３０×３０×１０ｍｍ³の型の中で整列させた繊維の周囲に注入し、引き続き乾燥させて形成させた。この四角な平板をその後静水圧的に２００ＭＰａを用いて再緻密化した。引き続き、実施例１８のように操作した。これにより、その構造は、実施例５からの材料と同様であり、その際、ムライト繊維はまだ維持されており、すなわちＡｌにより浸食されていなかった。実施例２０Ａｌ５０容量％、ＳｉＯ₂〔アルドリッヒ、シュタインハイム、直径＜３２５メッシュ〕１０容量％、ＴｉＯ₂１５容量％およびＺｒＯ₂５容量％およびＡｌ₂ Ｏ₃２０容量％から成る混合物１００ｇを４時間、ｎ−ヘキサン中で２ｍｍ鋼ボールを用いて超高分子量ポリエチレンを被覆した容器中で摩砕した。ロトヴァップ装置中で乾燥した粉末混合物を３００ＭＰａで静水圧プレスし、引き続き１時間１５５０℃、真空中で焼結した。これによるほとんど緻密な試料は、Ａｌ₂Ｏ₃(＋ＺｒＯ₂)約７０容量％およびＴｉ₅(Ａｌ，Ｓｉ)₃約３０容量％、ならびにその他のまだ同定できない相から成っていた。実施例２１実施例１〜１７からのすべての試料を６時間、１３５０℃において空気中で赤熱した。これにより、厚さ約１００μｍの主としてＡｌ₂Ｏ₃から成る緻密な層をすべてが有していた。実施例２２微細なＡｌ粉〔材料研究所(Inst．fuer Materialforschung)、リガ、ラトヴィア、直径約１μｍ）４０容量％およびＺｒＯ₂３０容量％およびＡｌ₂Ｏ₃３０容量％から成る混合物１００ｇを乾燥状態で、５ｍｍＡｌ₂Ｏ₃摩砕用ボールを入れた１０００ｃｍ³ＰＶＣビン中で２４時間混合させた。この粉末を９００ＭＰａにおいて、直径１ｍｍおよび高さ１ｍｍの円筒形に静水圧プレスし、引き続き１時間１５５０℃、真空中で焼結した。これにより試料は密度がＴＤ約９４％であって、Ａｌ₂Ｏ₃(＋ＺｒＯ₂)約８０容量％およびＡｌ₃Ｚｒ約２０容量％から成っていた。実施例２３実施例１からの混合物に、さらに最微細カーボンブラック（Ｃ）〔グッドフェロー、バード・ノイハイム(Goodfellow，Bad Nauheim)、＜２μｍ〕５容量％を混合させた。その他は実施例１と同様に操作した（９００ＭＰａ静水圧プレス）。構造は実施例１と同様であったが、しかし、微細に分散してアルミニウム化物として存在するＡｌ₄Ｃ₃の痕跡が発見された。実施例２４実施例１に記載のようにして、Ａｌ４５容量％、ＮｉＯ２０容量％、Ｎｉ₇₉Ａｌ₂₁〔グッドフェロー、バード・ノイハイム、＜１５０μｍ〕５容量％、Ａｌ₂ Ｏ₃２０容量％および単斜晶系ＺｒＯ₂〔ディナミット・ノーベル(Dynamit Nobel )株式会社、ハンブルグ、ディナジルコン(Dynazirkon)Ｆ、直径０.７μｍ〕１０容量％から成る混合物を摩砕、乾燥および９００ＭＰａで静水圧プレスし、焼結した。構造は、６５容量％までがＡｌ₂Ｏ₃および主成分Ｎｉ₃Ａｌならびに同定できなかったＺｒ含有相から成っていた。実施例２５実施例１からの材料に、実施例１８の記載のようにして、ＳｉＣ小平板（アルキャン、Ｃ−軸、カナダ、直径約１２μｍ）１０容量％およびＴｉＢ₂(Ｈ．Ｃ．シュタルク、ゴスレル、直径約１０μｍ)１０容量％を混合させた。乾燥した粉末混合物を６００ＭＰａにおいて静水圧プレスし、Ａｒ中、１５５０℃において２時間焼結した。これにより、ＴｉＢ₂粒子は均一にインターメトセル材料中に分散した。この粒子の周囲には、微細なき裂は発見できなかった。ＳｉＣ小平板は、部分的に溶けていた。実施例２６実施例１２の材料中に、実施例２５の記載と同様にしてＷＣ（Ｈ．Ｃ．シュタルク、ゴスレル、直径約１.５μｍ）３０容量％を混合させ、実施例２５と同様にしてＨ₂のみの中で焼結した。焼結したＴＤ約９５％の材料は、微細な（＜２ μｍ）細孔を含み、ＩＣＬ破壊靱性８.３ＭＰａ・ｍ^1/2を有していた。実施例２７実施例１の記載と同様にして、Ａｌ、Ａｌ₂Ｏ₃およびＺｒＯ₂から成る粉末混合物を７時間摩砕し、乾燥させた。引き続き、この粉末をＡｌ−ボルト（外形／内径：４９ならびに３０ｍｍ、長さ１００ｍｍ、１方向を閉鎖）中に装入し、振動機上で予備緻密化させた。引き続きボルトを作用圧力２ＧＰａで押出した。押出しの後、ボルト外殻をとりのぞいた。このようにして得られた試料は、ＴＤ９２％以上の密度を有していた。さらに、この試料を真空中、３０Ｋ／分で１５５０℃に加熱し、１時間この温度に保持した。。これにより、この試料はＴＤ９７％以上の密度を有していた。収縮は、約２％であった。この物体は、アルミニウム化物混合物Ａｌ₂Ｚｒ／Ａｌ₃Ｚｒおよびセラミック相としてＡｌ₂Ｏ₃ ／ＺｒＯ₂から成っていた。構造は、金属間化合物およびセラミック相から成る連続した網状構造を示していた。実施例２８実施例２７と同様にして、押出機を用いて成形した。しかし、室温、高圧における緻密化の代わりに、圧力約７００ＭＰａ、４５０℃における緻密化を行った。これにより、試料はほぼ完全に緻密化された。引き続き、試料を実施例２７のようにして熱処理した。同様に、金属相としてＡｌ／Ａｌ₂Ｚｒ／Ａｌ₃Ｚｒおよびセラミック相としてＡｌ₂Ｏ₃／ＺｒＯ₂から成る複合体が形成された。著しい収縮は認められなかった。実施例２９実施例１と同様に、Ａｌ４５容量％、イルメナイト〔ＦｅＴｉＯ₃、オーストラリアン・コンソリデーテッド・ルチル社(Australian Consolidated Rutile Pt y.)、直径＜１００μｍ〕２０容量％およびＡｌ₂Ｏ₃３５容量％から成る混合物を７時間摩砕、乾燥および９００ＭＰａにおいて静水圧プレスした。引き続き、この試料を真空中、１５Ｋ／分で１５５０℃に加熱し、１時間この温度に保持した。これにより収縮は９.８％であり、最終密度はＴＤ９５％以上であった。構造は、Ａｌ₂Ｏ₃６５容量％、ＡｌＦｅおよびＦｅ₃Ａｌ約２０容量％から成っていた。約１５容量％の割合のその他のＴｉおよびＦｅを含有する金属間化合物相は、明らかには同定できなかった。実施例３０実施例２９中のイルメナイトをジルコン〔ＺｒＳｉＯ₄、ウエストラリアン・サンズ社、キャペル、オーストラリア(Westralian Sands Ltd.，Capel，Austral ien)、＜１０μｍ〕２０容量％により置換した。反応焼結の後に、試料は、同様にＡｌ₂Ｏ₃約６５容量％、およびＺｒＯ₂５容量％、ならびにＺｒ₂Ａｌおよびその他の同定できない相の混合物から成っていた。実施例３１実施例２と同様に、Ａｌ７.４ｇ、Ｆｅ１６.１ｇおよびＡｌ₂Ｏ₃２６.５ｇから成る混合物を８時間摩砕、乾燥および３００ＭＰａにおいて静水圧プレスした。その後、この試料を３０Ｋ／分で、１５５０℃まで真空中で加熱し、１時間この温度に保持した。収縮は約１２％で、ＴＤ９６.５％の最終密度であった。これにより、この物体は、ＦｅＡｌ約２０容量％および埋め込まれた直径２０〜８０ｎｍのＺｒＯ₂微粒子を含めたＡｌ₂Ｏ₃約８０容量％から成っていた。実施例３２Ａｌ１８９ｇおよびＡｌ₂Ｏ₃２３９.７ｇを実施例１と同様に摩砕、噴霧乾燥し、Ｎ₂中、５０ＭＰａにおいて直径３０ｍｍ、高さ８ｍｍの円板に１軸予備プレス、次いで９００ＭＰａにおいて静水圧再プレスした。試料の一部を実施例２の場合と同様にして熱処理した。これにより、この試料はＴＤ約９５％の密度（ＴｉＡｌおよびＡｌ₂Ｏ₃対して）、Ａｌ₂Ｏ₃(ＴｉＯ₂粒子を含む)約５０容量％および主成分ＴｉＡｌ約５０容量％の相組成であった。グリーン試料の他の部分を真空中で先ず３０Ｋ／分で４００℃に、引き続き１０Ｋ／分で７００℃に、その後５０Ｋ／分で１５５０℃まで加熱し、この温度に１時間保持した。相組成は、最初の試料に似ていたが、しかしその密度はＴＤ約９９％であった。平板曲げ試験〔パンチ・オン・スリー・ボールズ(punch-on-th ree-balls)〕で得られた強さは６９０ＭＰａであった。実施例３３実施例３１からの第二回目の試料を７００℃から１５５０℃までではなく、単に１３００℃まで３０Ｋ／分で加熱し、１分間だけその温度に保持した（密度ＴＤ９２％以上）。この試料をＡｒ中、３００ＫＨｚの周波数で１４００から１５００℃に誘導加熱し、この温度で圧力５０ＭＰａ下でＳｉ₃Ｎ₄スタンプを用いて、密度がほとんどＴＤ１００％となるように超可塑的に成形した。その後の円板曲げ強さは、９００ＭＰａ以上であった。実施例３４３００ＭＰａにおいて平板に静水圧プレスした実施例１からの試料をグリーン状態で、銅プロファイルを用いる超音波を用いてＢ₄ Ｃおよびシクロヘキサンの懸濁液中で加工した。その際、直径５ｍｍの貫通孔ならびに寸法１０ｘ１０ｍｍ、深さ４ｍｍで平滑な内面を有する四角な凹みを作った。このように加工した試料を引き続き実施例１と同様に反応焼結した。実施例３５Ａｌ〔エッケルト・ヴェルケ(Eckert-Werke)、ニュールンベルク〕５.３ｇ、Ｆｅ₂Ｏ₃(アルドリッヒ、シュタインハイム)１６.５ｇ、Ａｌ₂Ｏ₃(セラロックス )１２.１ｇおよび２Ｙ−ＺｒＯ₂(トーソー、東京)１０.６ｇから成る混合物を、実施例１と同様に摩砕、乾燥および９００ＭＰａにおいて静水圧プレスした。この四角形試料（４ｘ４ｘ４０ｍｍ³）を引き続き真空中、３０Ｋ／分で１３００ ℃に加熱し、この温度に１分間保持した。これにより反応焼結した試料は、主成分ＦｅＡｌ約１５容量％、および微細に分散した１０〜５０ｎｍの大きさの正方晶系ＺｒＯ₂粒子を含むＡｌ₂Ｏ₃約７５容量％から成っていた。密度は、ＡｌＦｅの密度およびＡｌ₂Ｏ₃粒子中のｔ−ＺｒＯ₂３重量％の割合を考慮して、（意外にも）ＴＤ９９％以上であった。実施例３５Ａｌ５.３ｇ、Ｆｅ₂Ｏ₃４１.５ｇ、Ａｌ₂Ｏ₃１２.１ｇおよび２Ｙ−ＺｒＯ₂１０.６ｇから成る粉末混合物を実施例３４と同様にして摩砕、プレスおよび熱処理した。この場合にも、主成分Ｆｅ₃Ａｌ約１５容量％、およびＡｌ₂Ｏ₃約７５容量％の相組成で（Ｆｅ₃Ａｌの密度および再びＡｌ₂Ｏ₃中のｔ−ＺｒＯ₂３重量％に対して）密度はＴＤ９９％以上であった。実施例３６Ａｌ２６.０ｇおよび単斜晶系ＺｒＯ₂〔ディナミット・ノーベル、実施例２４と同じ）２９.２ｇを実施例１と同様にして摩砕し、円筒形試料（高さ１０ｍｍ、直径１０ｍｍ）に９００ＭＰａ静水圧プレスした。引き続き、この試料を真空中、３０Ｋ／分で３５０℃まで、その後１Ｋ／分で７００℃、および最後に３０Ｋ／分で１５５０℃に加熱し、この温度に１時間保持した。これにより、試料はＴＤ９８％以上の密度を有し、主成分ＺｒＡｌ₃約５０容量％およびＡｌ₂Ｏ₃約５０容量％から成っていた。図５は、この試料の光学的研磨面を示している（１０００倍）。実施例３７実施例３６と同様にして、ａ）Ａｌ２１ｇおよびＺｒＯ₂２９ｇの量およびｂ）Ａｌ１７ｇおよびＺｒＯ₂３３ｇを混合、プレスおよび熱処理した。いずれの場合にも密度はＴＤ９８％以上であり、相組成はａ）ではＺｒＡｌ₂約５０容量％およびＡｌ₂Ｏ₃約５０容量％、ｂ）ではＺｒＡｌ約５０容量％およびＡｌ₂Ｏ₃ 約５０容量％であった。実施例３８実施例３６と同様にして、ａ）Ａｌ２４ｇおよびＮｂ₂Ｏ₅(実施例９と同じ)２６ｇおよびｂ）Ａｌ２６ｇおよびＮｂ₂Ｏ₅２４ｇを摩砕およびプレスし、引き続き３０Ｋ／分で２００℃まで、次いで５Ｋ／分で６６０℃まで、さらに３０Ｋ／分で１５００℃まで加熱し、この温度に３０分間保持した。これにより、すべての試料の密度はＴＤ９５％以上であった。ａ）では相組成は主成分ＮｂＡｌ₃約５０容量％、ｂ）ではＮｂＡｌ₃約４０容量％であり、残りはいずれも微細に分散したＺｒＯ₂粒子を含むＡｌ₂Ｏ₃であった。実施例３９実施例３８と同様にして、Ａｌ３０ｇ、Ｎｂ₂Ｏ₅２６ｇ、Ｃｒ₂Ｏ₃４ｇ、ＳｉＯ₂０.５ｇおよびＹ₂Ｏ₃０.５ｇを摩砕、プレスおよび熱処理したが、ただし１６００℃で１時間保持した。密度がＴＤ９６％以上となったこの試料を１３００ ℃で１００時間空気中で酸化処理した。これによりこの試料はＡｌ₂Ｏ₃から成る白色で薄い（約１００μｍ）の緻密な層を有しており、これはさらに同じ条件で２００時間後でも全く変化しなかった。

Claims

【特許請求の範囲】１．ａ）場合により付加的にアルミニウムおよび／またはアルミニウム合金を含有する、少なくとも１種の金属間アルミニウム化物相５〜７０容量％およびｂ）１種またはそれ以上のセラミック相３０〜９５容量％を含み、その際、セラミック相が固体の連続した骨組を形成し、かつ金属間化合物相が平均して０.１〜１０μｍの大きさで、主として互いに結合した領域から成るセラミック成形体を製造する方法において、アルミニウムの微細な粉末、１種またはそれ以上のセラミック物質および場合により別の金属の混合物から成り、ただし少なくとも１種の酸化物セラミックおよび／または金属粉末が、焼結する際にアルミニウムと反応してアルミニウム化物および場合によりＡｌ₂Ｏ₃を形成する混合物中に含有されている、粉末冶金法により成形された生成形体を、非酸化性雰囲気中で焼結することを特徴とする、セラミック成形体の製造方法。２．金属間化合物相が１５〜５５容量％を構成している、請求項１記載の方法。３．セラミック相が、実質的にＡｌ₂Ｏ₃から成り容量パーセント３５〜８５％である、請求項１または２に記載の方法。４．Ａｌと反応するセラミック物質または物質類を、下記の化合物または鉱物：ＣａＯ、Ｃｒ₂Ｏ₃、ＣｕＯ、Ｃｕ₂Ｏ、ＣｏＯ、Ｃｏ₂Ｏ₃、ＦｅＯ、Ｆｅ₂Ｏ₃、Ｆｅ₃Ｏ₄、ＨｆＯ₂、Ｌｉ₂ Ｏ、ＭｎＯ、ＭｇＯ、ＭｏＯ₃、Ｎａ₂Ｏ、Ｎｂ₂Ｏ、Ｎｂ₂Ｏ₅、ＮｉＯ、ＳｉＯ₂ 、ＴｉＯ、ＴｉＯ₂、Ｖ₂Ｏ₅、ＷＯ₃、Ｙ₂Ｏ₃、ＺｒＯ₂、ムライト、スピネル、ジルコン酸塩、チタン酸塩ならびにＦｅ含有鉱物、Ｔｉ含有鉱物、Ｃｏ含有鉱物、Ｎｉ含有鉱物、Ｚｒ含有鉱物、Ｓｉ含有鉱物、Ｎｂ含有鉱物、殊にはジルコン（ＺｒＳｉＯ₄）またはイルメナイト（ＦｅＴｉＯ₃）から選択する、請求項１から３までのいずれか１項に記載の方法。５．金属粉を、群：Ａｕ、Ａｇ、Ｂ、Ｃｅ、Ｃｕ、Ｃａ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｆｅ、Ｇｅ、Ｈｆ、Ｋ、Ｕ、Ｍｏ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｓｉ、Ｓｂ、Ｓｎ、Ｙ、Ｓｃ、Ｗ、Ｖから選択する、請求項１から４までのいずれか１項に記載の方法。６．下記のアルミニウム化物：ＴｉＡｌ、ＴｉＡｌ₃、Ｔｉ₃Ａｌ、Ｎｉ₃Ａｌ、ＮｉＡｌ、Ｆｅ₃Ａｌ、ＦｅＡｌ、Ｚｒ₃Ａｌ、Ｎｉ₂ＴｉＡｌ、Ｆｅ₃(Ａｌ，Ｓｉ)、ＮｂＡｌ₃、Ｎｂ₃Ａｌ、ＴａＡｌ₃、Ｔａ₃Ａｌ、ＦｅＣｒＡｌ、Ｆｅ₃ＡｌＣ、Ｃｏ₂ＴｉＡｌ、ＦｅＴｉＡｌ、Ｔｉ₂ＮｂＡｌ、Ｔｉ₅(Ａｌ，Ｓｉ)₃の１種またはそれ以上を核生成剤として粉末混合物中に加える、請求項１から５までのいずれか１項に記載の方法。７．Ａｌの量ｘに、金属間化合物相ＭＡｌ内の最大量ｚが理論式ｘＡｌ＋ｙＭＯ→ｚＭＡｌ＋ａＡｌ₂Ｏ₃に相当して生成し、かつ最終製品中のセラミック相のすべての最大部分に対して、追加して混合物のセラミック相を加えるように酸化物ＭＯの量ｙを混合する、請求項１から６までのいずれか１項に記載の方法。８．微細な粉末の混合物をボールミル中で、混合物の比表面積が少なくとも５ｍ²／ｇとなるまで混合および摩砕する、請求項１から７までのいずれか１項に記載の方法。９．混合物の比表面積が１０〜４０ｍ²／ｇとなるまで混合物を摩砕する、請求項８記載の方法。 10．粉末混合物を液体有機媒体中で摩砕する、請求項８または９に記載の方法。 11．粉末混合物を不活性雰囲気中または真空中で摩砕する、請求項８または９に記載の方法。 12．鋼、ＷＣ−Ｃｏ、Ａｌ₂Ｏ₃またはＺｒＯ₂(Ｙ−ＴＺＰ)から成る摩砕用ボールを用いる、請求項８から１１までに記載の方法。 13．粉末混合物を成形の前に３００から５００℃に不活性雰囲気中で予備赤熱する、請求項８から１２までに記載の方法。 14．生成形体に、粒子、球、小平板、ウイスカーまたは繊維の形の強化性要素または機能性要素を加える、請求項１から１３までのいずれか１項に記載の方法。 15．強化性要素または機能性要素を５〜５０％の容量パーセントで加えることを特徴とする、請求項１４記載の方法。 16.強化性要素または機能性要素が０.５〜１０００μｍの直径を有する、請求項１５記載の方法。 17．強化性要素または機能性要素として、酸化物、炭化物、窒化物、フッ化物および／またはケイ化物を加える、請求項１４から１６までに記載の方法。 18．炭素、ダイアモンド、ＳｉＣ、Ａｌ₂Ｏ₃、Ｓｉ₃Ｎ₄、ＴｉＣ、ＷＣおよび／またはＺｒＯ₂要素を加える、請求項１４から１６までに記載の方法。 19．生成形体を、１軸または静水圧プレス、スラリーキャスティング、射出成形または押出成形により成形する、請求項１から１８までのいずれか１項に記載の方法。 20．生成形体を真空中またはＨ₂、Ｎ₂、ＡｒまたはＨｅの１種またはそれ以上のガスから成る雰囲気中で焼結する、請求項１から１９までのいずれか１項に記載の方法。 21．温度１１００〜１９００℃、有利には１３５０〜１６００℃で焼結する、請求項２０に記載の方法。 22．生成形体を１〜１００℃／分の加熱速度で焼結する、請求２０または２１に記載の方法。 23．生成形体を、最初に室温から２００〜４００℃の範囲内の温度までは１０〜１００℃／分の範囲内で、その後ゆっくりと６００〜７５０℃の範囲内の温度まで１〜１０℃／分、かつその後再び迅速に１０〜１００℃／分で焼結温度まで加熱する、請求項２０、２１または２２に記載の方法。 24．生成形体を誘導加熱により焼結するもしくは請求項２０から２３による予備焼結の後には９００〜１３００℃の最終温度まで、引き続き誘導加熱で真空または不活性雰囲気中で緻密に焼結する、請求項２０から２３までに記載の方法。 25．９００〜１６００℃で反応焼結した成形体を誘導加熱で１３００〜１７００℃の間に加熱し、その際、超可塑的に型内または自由に成形する、請求項２０から２４までに記載の方法。 26．生成形体を、空気に接触させて１３００〜１６００℃まで予熱した炉内で１００℃／分以上の加熱速度で、生成形体の内部が酸化される前に緻密な表面酸化物層が生成するように熱処理する、請求項１から１９までのいずれか１項に記載の方法。 27．非酸化性雰囲気中で焼結した後、酸素含有雰囲気中で１０００〜１６００ ℃の間の温度で、Ａｌ₂Ｏ₃含有表面保護層が形成されるまで再加熱する、請求項１から２５までのいずれか１項に記載の方法。 28．焼結した成形体を、１２００〜１６００℃の間の温度、５０と２００ＭＰａの間の圧力において高温静水圧的に再緻密化させる、請求項１から１７までのいずれか１項に記載の方法。 29．焼結した成形体を、真空中または不活性または還元性雰囲気中で、金属間化合物および場合により金属相の構造が均質であり、金属間化合物または金属領域の平均直径の大きさに少なくとも相当する粒径に達するまで、１０００〜１６００℃の間の温度で赤熱する、請求項１から２８までのいずれか１項に記載の方法。 30．請求項１から２９により製造されたセラミック成形体の、機械製作、装置製作、原動機製作およびタービン製作における耐磨耗性および／または耐高温性部品としての使用。 31．請求項１から２９により得られたセラミック成形体の摩擦要素としての使用。 32．請求項１４から１８による成形体の高性能ブレーキ要素としての使用。 33．ａ）場合により付加的にアルミニウムおよび／またはアルミニウム合金を含有する、少なくとも１種の金属間アルミニウム化物相５〜７０容量％およびｂ）１種またはそれ以上のセラミック相３０〜９５容量％を含むセラミック成形体において、アルミニウムの微細なな粉末、１種またはそれ以上のセラミック物質および場合により別の金属の混合物から成り、ただし少なくとも１種の酸化物セラミックおよび／または金属粉末が、焼結する際にアルミニウムと反応してアルミニウム化物および場合によりＡｌ₂Ｏ₃を形成する混合物中に含有されている、粉末冶金法により成形された生成形体の非酸化性雰囲気中での焼結により得られた、セラミック相が固体の連続した骨組を形成し、金属間化合物相は平均して０ .１〜１０μｍの大きく主として互いに結合した領域から成ることを特徴とするセラミック成形体。 34．下記のアルミニウム化物：ＴｉＡｌ、ＴｉＡｌ₃、Ｔｉ₃Ａｌ、Ｎｉ₃Ａｌ、ＮｉＡｌ、Ｆｅ₃Ａｌ、ＦｅＡｌ、Ｚｒ₃Ａｌ、Ｎｉ₂ＴｉＡｌ、Ｆｅ₃(Ａｌ，Ｓｉ)、ＮｂＡｌ₃、Ｎｂ₃Ａｌ、ＴａＡｌ₃、Ｔａ₃Ａｌ、ＦｅＣｒＡｌ、Ｆｅ₃ＡｌＣ、Ｃｏ₂ＴｉＡｌ、ＦｅＴｉＡｌ、Ｔｉ₂ＮｂＡｌ、Ｔｉ₅(Ａｌ，Ｓｉ)₃、Ｔｉ₃Ａｌ、ＴｉＡｌ₂、Ｎｉ₅Ａｌ₃、Ｎｉ₂Ａｌ₃、ＮｉＡｌ₃、ＦｅＡｌ₂、Ｆｅ₂ Ａｌ₅、ＦｅＡｌ₃、Ｎｂ₂Ａｌ、ＺｒＡｌ、ＺｒＡｌ₂、ＺｒＡｌ₃およびＣｏＡｌの１種またはそれ以上を含む、請求項３３記載の成形体。 35．セラミック相が、Ａｌ₂Ｏ₃に追加して、１種またはそれ以上の酸化、炭化、窒化、ホウ化またはケイ化化合物を含む、請求項３３または３４に記載の成形体。 36．ＺｒＯ₂を、単斜晶系および／または正方晶系の形で１から１５％の間の容量パーセントで含む、請求項３３から３５までに記載の方法。