JPS5925748B2 - 破壊靭性の高い焼結セラミック成形体およびその製法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明はセラミック基材およびその中に分散するセラミ
ック内蔵材料の少なくとも１つの相よりなる破壊靭性の
高い焼結セラミック成形体ならびにその製法に関する。

セラミックの温度変化安定性は一般にその破壊靭性が高
くなる場合改善される。

一定の限界内で温度変化安定性はセラミックの強度の改
善によっても高められるけれど、これによって達成され
る温度変化安定性（ハ多くの使用目的には十分でない。

というのは急激な温度変化の場合局部的熱応力が理論的
強度の大きさく約１０” ＭＮ／ｍ２）の程度の値に達
するからである。

このような応力はエネルギー吸収過程によってしか吸収
できない。

破壊的クラックの生ずる前にピーク応力を消滅させる材
料の能力、すなわち弾性エネルギーを吸収する能力の尺
度は破壊靭性ＫＩＯである。

第２相の内蔵によってセラミックの破壊靭性を上昇しう
ろことは公知であり、たとえばガラスの破壊エネルギー
はＡｌ２Ｏ３粒子の内蔵によって高められ（Ｆ、 Ｆ、
ＬａｎｇｅＪ、 Ａｍｅｒ −Ｃｅｒａｍ−８ｏｃ、５
６（９）、４４５〜５０．１９７３参照）。

そのためにクラック前線と第２相の相互作用が必要であ
る。

（Ｆ、 Ｆ、 Ｌａｎｇｅ、Ｐｈｉｌ−Ｍａｇ、 ２２
（１７９）、９８３〜９２，１９７Ｑ参照）。

エネルギー消滅はこの場合クラック分岐、クラック鈍化
、クランク前線の延長のような機構および内蔵される相
の塑性変形によって行われる。

鳴る石”′の温度変化安定性がよいことも公知である。

この石は１部つながるクラックを有するレンガを表わし
、振動の際自然に騒音を発する。

このレンガの場合破壊エネルギーはクランク前線と第２
相としてすでに存在するクラックとの相互作用によって
高められる。

しかしこのレンガは強度がきわめて小さく、それゆえ多
くの使用目的には適さない。

最ｆに１部安定化された２酸化ジルコニウムの温度変化
安定性が高いことが公知である。

（Ｄ。Ｊ、 Ｇｒｅｅｎ ｅｔ ａｌ＊Ｊ−Ａｍｅｒ−
Ｃｅｒａｍ−８ｏｃ。

５７．１３５．１９７４参照）。

この場合１部安定化されたＺｒＯ２とは４０〜６０容量
のみがＣａｂ。

Ｙ２Ｏ３またはＭｇＯで安定化されているＺｒＯ２を表
わす。

本発明の目的は公知セラミックに比して著しく大きい破
壊靭性、シたがって改善された温度変化安定性および衛
撃靭性とともにほぼ同じ大きさの機械的強度を存する前
記概念のセラミック成形体を得ることでちる。

さらに本発明の目的はこの成形体の製法を得ることでち
る。

この目的は本発明により前記概念のセラミック成形体に
おいて、セラミック内蔵材料がセラミック成形体の焼成
温度および室温で異なる互変固体形で存在し、その密度
が著しく異なり、かつセラミック成形体がきわめて小さ
いマイクロクラックを高密度に含有することによって解
決される。

それによってセラミック成形体に外部から供給されるエ
ネルギーが破壊を生ずることなく、マイクロクラックの
臨界以下の成長によって吸収されることが達成される。

それゆえ本発明によるセラミック成形体は同じ概念の公
知セラミックに比して著しく高い破壊靭性、温度変化安
定性および衝撃靭性と同時に高い機械的強度を有する。

本発明の他の形成によればセラミック内蔵材料はセラミ
ック基材より小さい膨張係数を有し、かつ安定化されて
いないＺ、０２粒子よりなり、セラミック基材はＡｌ２
Ｏ３よりなり、２ｒ０□含量は４〜２５とくに８〜２５
容量％であり、かつＺｒＯ２粒子は平均サイズ２〜１５
μｍの凝集粒子の形で基材内ｌこ分散している。

セラミック内蔵材料がセラミック基材より小さい膨張係
数を有することによって、冷却の際成形体内に内蔵材料
の容積変化を伴う相転移によって発生するきわめて小さ
いマイクロクラックを形成する応力が、さらに内蔵材料
とセラミック基材の膨張率の差によって発生する付加的
応力によって強化される。

セラミック内蔵材料として安定化されていないＺｒＯ２
粒子を使用するのがとくに有利である。

というのはＺｒＯ２の場合的１１００°Ｃの転移温度よ
り上で安定な正方晶系の形と約１１００°Ｃより下で安
定な単斜晶系の形との間の密度差がとくに大きく、それ
ゆえ相転移がとくに大きい容積変化を伴うからである。

さらに内蔵材料としての安定化されていないＺｒＯ□と
セラミック基材としてのＡｌ２Ｏ３の組合せはとくに有
利でちる。

というのはこの組合せにより安定化されていないＺｒＯ
２粒子使用の利点と、異なる膨張係数の材料を使用する
オリ点がいっしょにされ、そのためきわめて小さいマイ
クロクラックが発生し、かつ成形体内のクラック密度が
高くなり、したがって成形体の破壊靭性、温度変化安定
注および衝撃靭性が著しく増大するからでらる。

さらにＺｒＯ２含量４〜２５容量％のセラミック成形体
２よびＺｒＯ□相を平均サイズ２・〜１５μｍの凝集粒
子の形で含む成形体が多くの使用目的にとくに適するこ
とが実証された。

とくに有利な実施方式によれば本発明によるセラミック
成形体は付カロ的に１つの内蔵された相を含み、この相
自体はセラミック基材とその中に分散するセラミック内
蔵材料の少なくとも１つの相よりなるけれど、セラミッ
ク内蔵材料の含量が基本材料の含量と異なる。

それによって成形体冷却の際、容積変化を伴う内蔵材料
の相転移によって強化されるきわめて小さいマイクロク
ラックの形成に導く前記応力に同じ方向の応力が重なる
ことが達成される。

この重なる応力が張力でちる場合、マイクロクラックは
とくにこの応力と垂直に走り、これに反し重なる応力が
圧縮応力である場合、マイクロクラックはとくにこの応
力と平行に走る。

セラミック成形体のこの有利な実施方式の場合マイクロ
クラックは整列しているけれど１本発明のこれまで記載
した実施方式ではマイクロクラックは内蔵材料の粒子の
接線方向に統計的に分布して拡がる。

整列したマイクロクラックは成形体の破壊靭性、温度変
化安定注および衛撃靭性をさらに高くする。

本発明のもう１つの有利な実施方式によれば付加的に内
蔵される相は基本材料と同じセラミック基材および同じ
内蔵材料よりなり、付加的に内蔵される相と基本材料の
安定化されていないＺｒＯ７粒子含量の差は少なくとも
３容量％であり、付加的に内蔵される相の安定化されて
いないＺｒＯ□粒子の含量は基本材料のそれより少なく
とも３容量％高く、その際付加的に内蔵される相はとく
に１２〜２０容量％、基本材料はとくに９〜１７容量％
のＺｒＯ□を含む。

さらに他の実施例によれば本発明によるセラミック成形
体はセラミック内蔵材料の含量が異なる少なくとも２つ
の層よりなる。

さらに本発明の目的は前記方式の方法において。

セラミック内蔵材料として焼成温度と室温において明ら
かに異なる密度の異なる互変固体形にある材料を使用し
、基材を形成するセラミック材料といっしょに混合後、
場合により乾燥し、続いて成形体に圧縮し、セラミック
内蔵材料の相転移温度を超える温度で焼結するか、また
はその温度で型内で高温圧縮することにより解決される
。

この方法によってセラミック内蔵材料がとくに基材を形
成するセラミック材料内で均一に分散し。

かつ乾燥混合物が１工程で成形および焼成され。

かつこの場合セラミック内蔵材料の相転移温度を超えて
加熱することが達成される。

本発明による方法の他の形成はセラミック内蔵材料とし
て基材を形成するセラミック材料より小さい膨張係数を
有する材料を使用し、内蔵材料として安定化されていな
いＺｒＯ□を、基材形成材料としてＡｌ２Ｏ３を使用し
、安定化されていないＺｒＯ２を平均粒子サイズ０．１
〜６μｍの粒子の形、Ａ １１２０３を平均粒子サイズ
〈５μｍの粒子の形で使用し、さらに混合を不活性混合
摩砕容器および不活性ボールを有するボールミル内で不
活性混合液を使用して行い、かつ高温圧縮型として黒鉛
型を１吏用するこさよりなる。

セラミック内蔵材料の量が基本材料と異なる付加的に内
蔵された相を含むセラミック成形体は本発明により、ま
ずセラミック内蔵材料を１定量含む球状凝集粒子を前記
のとおり製造し、これを次に球状凝集粒子とはセラミッ
ク内蔵材料の含量が異なるだけの基本材料と称する同種
の材料で被覆し、続いて型内で圧縮し、セラミック内蔵
材料の相転移温度を超える温度で焼結するか、またはこ
の温度で高温圧縮することによって製造される。

最後に本発明による成形体を高温ガスタービンの“靭性
″部材として使用するのはとくに有利である。

本発明の思想は前述のように、製造の間に発生する局部
的ピーク尾、力によってセラミック基材中に制菌された
マイクロクラックを発生させることにちる。

半径Ｒの球状粒子の周りの張力σ１はＡｍ ｅ ｒ。

Ｃｅｒａｍ−８ｏｃ、 ４４（８）４１９ 、１９６１
にＪ。

３ｅｌｓｉｎｇにより入力１）： 、ｌこよって与えられる。

ここｌこ輸、 、 Ｃａ、、；＞ａ ｐ ）−基材また
は内蔵する相の膨張係数 備、ｐ−基材または内蔵する相のポアッソン数堀、ｐ−
基材または内蔵する相の弾性率 Ｔ１＝温度、この温度より下では内部応力がもはや解放
されない（約１０００°Ｃ） Ｔｏ −室温 ｒ −粒子中心点の距離 ε 一相転移に基く線膨張 である。

最大張力は粒子サイズに無関係であるけれど。

マイクロクラックは小粒子でなくて大粒子の周りにのみ
認められ、それゆえクランクが発生しない臨界粒子サイ
ズＤ。

が存在する。臨界粒子サイズに関し次の式（２）が誘導
された： ここにＣは１定の基材−粒子組合せに対する定数でちる
。

基材の膨張係数が第２相のそれより大きい多くの材料組
合せではクランク形成条件（２）を光足するために非常
に大きい粒子を使用しなければならない。

しかしその際臨界欠陥サイズはマイクロクラックと大き
い粒子の協力作用によって強度が著しく低下される程度
に太きい。

２つの固相の相転移が著しい容積変化を伴う多形物質の
場合、非常に小さい粒子がすでｌこクランク発生条件（
２）を光足することが明らかになった。

このような相転移の際発生する張力は膨張係数の差によ
り生ずる応力をはるかに超える。

しかし小粒子によって臨界欠陥サイズも低く保持される
ので、このような材料組合せの場合強度がごく僅か低下
するだけである。

さらに安定化されていないＺ、０２粒子（は非常に小さ
く均一に分布するマイクロクラックの発生に適すること
が明らかになった。

しかし２酸化ハフニウム（ＨｆＯ□）粒子、炭化物およ
びチツ化物も適する。

適当なセラミック基材はたとえば酸化アルミニウムおよ
び酸化マグネシウムである。

次にＡｌ２Ｏ３基材２よびその中に分散するＺｒＯ２粒
子よりなる本発明によるセラミック成形体の実施例を図
面により説明する。

第１図には破壊強度曲線が実線１曲げ破壊強度曲線が破
線で示される。

Ｚｒ０２−■の曲線は平均粒子サイズ０．３μｍの安定
化されていないＺｒＯ７粒子を使用して製造した成形体
の破壊靭性、Ｚｒ０２−ｎの曲線は平均粒子サイズ１，
２５μｍの安定化されていないＺｒＯ３粒子を使用して
製造した成形体の破壊靭性または曲げ破壊強度を示す。

ＫＩ。曲線は顕著な最大を示し、ＺｒＯ２含量の増大と
ともに低下する。

ＫＩｏＩｌ＠は純酸化アルミニウム（ＺｒＯ３容量％０
）から出発して最初ＺｒＯ２含量の増大とともに上昇す
る。

これは破壊エネルギーが吸収されることによって説明さ
れる。

この場合吸収機構としてはクランク開口、臨界以下のク
ラック成長およびクラック分岐が考えられる。

マイクロクラック密度はＺｒＯ３含量の増太さともに上
昇し、したがって靭性も上昇する。

ＫＩｏ最大を経過した後、ＺｒＯ２の割合は粒子が凝集
して粒子間のクラックが連絡するように高くなる。

これは破壊靭性の低下をきたす。

もつとも好ましい結果は高温圧縮したセラミック成形体
中のＺｒＯ□凝集粒子のサイズが２〜１５μｍの場合に
得られる。

このようｒ、ｊ凝集粒子サイズは出発材料を１０分間後
述のように混合した場合に得られる。

これに反し非常に短い混合時間の場合は凝集粒子サイズ
が太き過ぎ、過剰なりラック発生によりＫＩｏ値の低下
をきたす。

長い混合時間は凝集粒子サイズ過小のためＫＩｏ最大値
を低くすると同時に高いＺｒＯ□含量のほうへずらす。

これから（２）式の臨界粒子サイズＤ。

は約３μｍでなければならないと推定することができる
。

この臨界粒子サイズはＡｌ２Ｏ３基材中のＺｒＯ２粒子
の周りの張力が２０００ＭＮ／ｍ２の値をとりつるので
、非常に小さい。

（１）式により計算したこの値はＡ １２０３の破壊強
度よりほぼ１けた上にある。

高い張力は１４００〜１５００℃の温度で製造した成形
体を冷却する際に発生する。

というのはＺｒＯ２は約１１００℃以上でその正方晶系
の形にあり（１２５０℃の密度、約６．１６ ｇ／ｃｒ
ｉｔ ） 、転移温度より下がると単斜晶系の形に移行
しく密度。

約５．８４ｇ／ｉ）、著しい容積膨張を伴うからである
。

張力はその際成形体の破壊靭性を上昇するマイクロクラ
ンクの形成ｌこ役立つ。

マイクロクラック密度は成形体の負荷の増大とともにさ
らに上昇する。

というのはこの場合応力の重畳によって１粒子サイズが
臨界粒子サイズＤ。

より小さい粒子にも付カロ的クラックが発生するからで
ある。

第１図から明らかなように、平均粒子サイズ１．２５μ
ｍのＺｒＯ２粒子を使用して製造した成形体のＫＩｏ３
最太はＺｒＯ２含量１５容量％で１０ＭＮ／ｍ２でアラ
、これは有効破壊エネルギー１２５Ｊ／ｍ２に相当し、
シタがって純Ａ１２０３ＫＩｏ値のほぼ２倍の大きさで
ある。

Ｚ、０２含量１５容量％まで成形体の曲げ破壊強度はご
く僅か低下するだけである。

これは内蔵粒子およびマイクロクランクがまだ大部分分
離していることを表わす。

これに反し高いＺｒＯ□含量は粒子が接触し、かつマイ
クロクラックがつながるため臨界欠陥サイズを上昇する
。

第２図は成形体内の同じ方向の重畳した応力の例を示し
、これは同時にこの応力の破壊靭性への影響の試験を可
能にする。

ノツチを有する成形体はそれぞれＡｌ２Ｏ３およびその
中に分散する安定化されていないＺｒＯ２相よりなる２
層からなる。

層Ａは層ＢよりＺｒＯ２を高い容積割合で含む。

高温圧縮温州から冷却する際１層Ａは層Ｂより少ししか
収縮しない。

というのは正方晶系から単斜晶系へ相転移する際膨張す
る多量のＺｒＯ２粒子が収縮に対抗するからでちる。

それによって層Ｂ内には張力１層Ａ内には圧縮応力が生
ずる。

したがって粒子１ではノツチ２と平行に（第２図の左）
。

粒子３ではノツチ４に垂直に（第２図の左）拡がるマイ
クロクラック５または６が形成される。

左に示す成形体（Ｂの場合）では重なる張力と粒子１の
周りに発生した張力（その場の張力）が加算されるので
、圧縮応力が減算される右に示す成形体（Ａの場合）の
場合より小さいＺ、０２粒子からすでにマイクロクラッ
クが形成される。

したがって層Ｂ内では層Ａよりも高いマイクロクラック
密度になる。

第３図にはＡ１２０３−ＺｒＯ２成形体のｈ／△ｈに対
する破壊靭性が示され、この場合両層の厚さｈは４ｍｍ
、△ｈはノツチ先端と境界面の距離であり１層ＡはＺｒ
Ｏ２を１５容量％１層Ｂは１０容量％含む。

ｈ／△ｈの比の増大とともに破壊靭性ＫＩｃは、ノツチ
が張力の重畳する層Ｂにあれば上昇し、ノツチが圧縮応
力の重畳する層Ａにあれば低下する。

ｈ／△ｈの比はノツチの深さの増大と上昇する応力に対
応する。

ノツチなしの成形体の応力は表面のゼロから層境界面の
約１０１００Ｏ／ｍ２まで上昇する。

それゆえノツチの深さ増大とともにクラック前線の前（
ノツチ先端の前）の範囲は次第に増大する方向性のマイ
クロクラッチを含む。

同時にマイクロクラック密度は張力の範囲Ｂで少し増太
し、圧縮応力の範囲Ａで低下する。

Ｂ層の増大する破壊靭性（第３図）は外部からカロえら
れる応力に対して垂直に向くマイクロクラック（第２図
）の効果によって説明することができる。

このマイクロクラックはクラック前線ゾーンのほうへ拡
がる。

マイクロクラックは主クラック（ノツチ）が拡がる前に
エネルギーを吸収する。

これに反し層Ａのマイクロクラックは外部から加わる応
力とほぼ平行に向く。

このようなマイクロクラックはそれ以上拡がり得ない。

それゆえエネルギー吸収に役立たない。

これは第３図で低下する破壊靭性により明らかである。

ノツチ深さゼロすなわちｈ／△ｈを１へ外挿すると層Ａ
または層Ｂの値をとり１重畳する応力が表面へ向ってゼ
ロになる事実と一致する。

第４図に断面を示す本発明による成形体は基本材料と異
なる含量のＺｒＯ□を含む付カロ的に内蔵する相を含む
。

この図により適当な方向性を有するマイクロクラックに
より成形体の靭性が改善されることを説明する。

成形体はつながる相すなわち基本材料Ｂおよびその中に
内蔵される相Ａよりなる。

この２相は第３図の層ＡおよびＢと同様の組成を有し１
層ＡはＡｌ２Ｏ３および１８容量％のＺｒＯ□１層Ｂは
Ａｌ２Ｏ３および１２容量％のＺｒＯ□よりなる。

成形体は基本材料Ｂで被覆（厚さ２０μｍ）シた相Ａ（
粒子サイズ７０ Ｉｔｍ）の球状粒子の高温圧縮によっ
て製造された。

高温圧縮は第４図のノツチの縦方向と平行に行われるの
で。

被覆された球状粒子はレンズ形になる。

第４図の右に示す拡大図から明らかなように、マイクロ
クラックは相Ｂを支配する張力に対しとくに垂直に発生
する。

外部からノツチに対し垂直に向く応力が加わると、垂直
方向のマイクロクラックは拡がり、その際エネルギーが
吸収される。

しかし臨界サイズ（前記組成の場合約１４０μ）への拡
がりは不可能でちる。

というのはマイクロクラックは圧縮応力下にある相Ａか
ら形成される範囲へ侵入し得ず、かつＢの厚さが２０μ
より小さいからでちる。

相Ｂからなる範囲内でマイクロクラックの臨界的成長が
可能であるとすれば、マイクロクラックは加わ−る応力
と平行に向くので、マイクロクラックは拡がり得ない。

それゆえ相Ａから形成される範囲を貫通するか、または
マイクロクランクの整列をＢのマイクロクランクが平行
に整列する範囲で変化するために特殊なエネルギーを消
費しなければならない。

第４図に示す成形体はほぼ等方性を有する。

破壊を生ずるエネルギーは高温圧縮の方向と平行に１１
７Ｊ／ｍ２でちり、これはＡ［２０３（３２Ｊ／ｍ２）
、成分Ａ（５０Ｊ／ｍ２ ）および成分Ｂ（６８Ｊ／ｍ
２ ）のそれぞれ単独の破壊エネルギーに比して著しい
上昇を示す。

第４図に示す方式の本発明による成形体はセラミック内
蔵材料４〜２５容量％を含む粒子サイズ１０〜１００μ
ｍの成分Ａの凝集粒子から製造され、この粒子は成分Ａ
よりは少なくとも３容量％低いセラミック内蔵材料を含
む成分Ｂで２〜５０μｍの層厚で被覆されている。

前記有利ｒｌｔ６Ｅ質のゆえに本発明によるセラミック
成形体は高い温度変化安定性、高い破壊靭性および曲げ
破壊強度が要求されるあらゆるところに使用することが
できる。

とくに靭性セラミックとして高温ガスタービン部材に有
利に使用される。

次に本発明を例により説明する。

例 １（第１図のｚｒｏ２−ｒ）： 平均粒子サイズ（フィッシャ５ＳＳ）０．３μｍの安定
化されていないＺｒＯ□粉末１ｉ（ＺｒＯ□１０容量％
に相当）をＡ１２０３（平均粒子サイズ０．５μｍ ）
１０８．！７とボールミル（遊星ミル）中で１０分分間
式混合した。

混合液としてはエタノール９０ｍ１を使用した。

混合容器は焼結Ａｌ２Ｏ３よりなり、直径５朋のＡｊ２
０３摩砕ボール１００個を挿入した。

次に粉末混合物を乾燥し。粒化し、黒鉛型内で１時間、
１４００℃の真空中で３５朋φ円板に高温圧縮した。

円板から３２×７Ｘ３．５ｍｍの矩形棒を切出し、炭化
ホウ素でラップした。

破壊靭性を測定するためダイヤモンドカッタで幅０．０
５ ｍｍ、深さ約２．５朋の切込みをつくった。

ＫＩｃ値は０．１ ｍｙ／ ｍ ｉ ｎの横方向主速度
を有する３点曲げ試験で求めた。

支持距離は曲げ破壊強度測定の場合も同様２８１１ｔ７
ＩＬでちった。

破壊靭性８．８ＭＮ／ｍ７および曲げ破壊強度４００±
３０ＭＮ／ｍ２が測定された。

破面２よび細くなった試料を走査および透過ビーム電子
顕微鏡によって試験した。

例 ２（第１図のＺｒ０２−■）： 平均粒子サイズ（フィッシャ５ＳＳ）１．２５μｍの安
定化されていないＺｒＯ２粉末４２．１をＡ１２０３（
フィッシャ直径０．５ μｍ） １７０ｇとボールミル
で湿式混合した。

この量はＺｒ０２１５容量％に相当する。

その他は次の点を変えて例１のとおり実施した。

蒸留水１７０ｍ＃、直径１０朋のメノウ摩砕ポール４０
個、混合時間６０分。

高温圧縮時間３０分、温度１５００℃。

このように製造し♀セラミック成形体の破壊靭性は９．
８ＭＮ／ｍ丁１曲げ破壊強度は４８０±３０ＭＮ／ｍ２
であった。

例３： 例１記載のように１８容量％に相当する安定化されてい
ないＺｒＯ２粉末５１．：ｌおよびＡ１２０３１６０ｇ
から粒子サイズ７０μｍの球状凝集粒子を製造した。

次にこの凝集粒子を同様の作業法により１２容量％に相
当する安定化されていないＺ、０２粉末３４．２ｇｇよ
びＡ［２０３１８０ｇから製造した混合物で層厚２０μ
ｍまで被覆した。

このように被覆した凝集粒子を１５００°Ｃの温度で成
形体に高温圧縮し、その破壊エネルギーは１１７Ｊ／ｍ
２であった。

【図面の簡単な説明】

第１図はＡ４２０３基材中のＺｒＯ２％と破壊靭性ＫＩ
ｏの関係を示す図、第２図はセラミック内蔵材料の含有
量が異なる２層からなるセラミック成形体のマイクロク
ラック発生を示す図、第３図は２層から形成されたセラ
ミック成形体の破壊靭性の経過を示す図、第４図はセラ
ミック成形体内のマイクロクラックの整列を示す図であ
る。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ セラミック基材およびその中に分散するセラミック
   内蔵材料の少なくとも１つの相からなる破壊靭性の高い
   焼結セラミック成形体において、セラミック内蔵材料が
   セラミック成形体の焼成温度と室温で異なる互変固体形
   で存在し、その密度が著しく異なり、かつセラミック成
   形体がきわめて微細なマイクロクラックを高密度に含む
   ことを特徴とする破壊靭性の高い焼結セラミック成形体
   。 ２ セラミック内蔵材料がセラミック基材より小さい膨
   張係数を有する特許請求の範囲第１項記載のセラミック
   成形体。 ３ 内蔵材料が安定化されていないＺｒＯ２粒子からな
   る特許請求の範囲第１項記載のセラミック成形体。 ４ セラミック基材がＡｌ２Ｏ３よりなる特許請求の範
   囲第１項記載のセラミック成形体。 ５ 基材がＡ ＃ ２０３ 、 内蔵材料が安定化さ
   れていないＺｒＯ３粒子よりなる特許請求の範囲第２項
   記載のセラミック成形体。 ６ ＺｒＯ２含量が４〜２５容量％である特許請求の範
   囲第５項記載のセラミック成形体。 ７ ＺｒＯ２粒子が平均粒子サイズ２〜１５μｍの凝集
   粒子の形で基材に分散している特許請求の範囲第３項、
   第５項、第６項の１つに記載のセラミック成形体。 ８ セラミック成形体が付カ目的に内蔵された相を含み
   、この相自体セラミック基材およびその中に分散するセ
   ラミック内蔵材料の少なくとも１つの相からなり、かつ
   基本材料とは異なる含量のセラミック内蔵材料を含む特
   許請求の範囲第１〜７項の１つに記載のセラミック成形
   体。 ９ 付カ目的に内蔵される相が基本材料と同じセラミッ
   ク基材および同じ内蔵材料よりなる特許請求の範囲第８
   項記載のセラミック成形体。 １０付加的に内蔵される相と基本材料の安定化されてい
   ないＺ、０゜粒子の含量の差が少なくとも３容量％ある
   特許請求の範囲第５項または第９項記載のセラミック成
   形体。 １１ 付加的に内蔵される相の安定化されていないＺ
   ｒＯ□粒子の含量が基本材料のそれより少なくとも３容
   量％高い特許請求の範囲第１０項記載のセラミック成形
   体。 １２付加的に内蔵される相が１２〜２０容量％。 基本材料が９〜１７容量係のＺｒＯ２を含む特許請求の
   範囲第１１項記載のセラミック成形体。 １３ セラミック内蔵材料の含量が異なる少なくとも２
   つの層からなる特許請求の範囲第１〜７項の１つに記載
   のセラミック成形体。 １４ 基材を形成するセラミック材料とその中に分散す
   るセラミック内蔵材料とを互いに混合し、混合物を成形
   および焼成する。 破壊靭性の高い焼結セラミック成形体の製法において、
   セラミック内蔵材料として焼成温度と室温で明らかに異
   なる密度の、異なる互変固体形で存在する材料を使用し
   。 基材を形成するセラミック材料といっしょに混合した後
   、場合により乾燥し１次に成形体に圧縮し。 セラミック内蔵材料の相転移温度を超える温度で焼結す
   るか、またはこの温度で型内で高温圧縮することを特徴
   とする破壊靭性の高い焼結セラミック成形体の製法。 １５ セラミック内蔵材料として安定化されていなＧ
   ）ＺｒＯ７を使用する特許請求の範囲第１４項記載の製
   法。 １６ 基材を形成するセラミック材料としてＡｌ２Ｏ３
   を使用する特許請求の範囲第１４項記載の製法。 １１ セラミック内蔵材料として基材を形成するセラミ
   ック材料より膨張係数の小さい材料を使用する特許請求
   の範囲第１４項記載の製法。 １８ セラミック内蔵材料として安定化されていなＧ
   ）ＺｒＯ３，基材を形成するセラミック材料としてＡｌ
   ２Ｏ３を使用する特許請求の範囲第１７項記載の製法。 １９ セラミック内蔵材料を成形体の８〜２５容量％
   となる量で使用する特許請求の範囲第１４〜１８項の１
   つに記載の製法。 ２０安定化されていないＺｒＯ３を平均粒子サイズ０．
   １〜６μｍの粒子の形、Ａｌ２Ｏ３を平均粒子サイズく
   ５μｍの粒子の形で使用する特許請求の範囲第１８項記
   載の製法。 ２１ 混合物を１４００〜１５００℃の温度で高温圧
   縮または焼結する特許請求の範囲第１５項、第１８項、
   第２０項の１つｌこ記載の製法。 ２２混合を不活性混合摩砕容器および不活性ポールを有
   するボールミル内で不活性混合液を使用して行う特許請
   求の範囲第１４〜２１項の１つに記載の製法。 ２３高温圧縮型として黒鉛の型を使用する特許請求の範
   囲第１４〜２２項の１つに記載の製法。