WO2014029757A1

WO2014029757A1 - Zirkonoxid-basierter verbundwerkstoff

Info

Publication number: WO2014029757A1
Application number: PCT/EP2013/067281
Authority: WO
Inventors: Lukas Gottwik; Meinhard Kuntz; Alessandro Alan PORPORATI; Juliane Ehrlich; Andreas Morhardt; Kilian Friederich
Original assignee: Ceramtec Gmbh
Priority date: 2012-08-20
Filing date: 2013-08-20
Publication date: 2014-02-27
Also published as: BR112015003594A2; EP2885259B1; BR112015003594B1; EP2885259A1; RU2640853C2; JP6333254B2; CN104736498A; DE102013216440A1; CN108530064A; JP2015533754A; US20150175485A1; US9783459B2; RU2015109629A; CN104736498B

Abstract

Die Erfindung betrifft eines keramischen, eine Matrix aus Zirkonoxid enthaltenden Verbundwerkstoffs, sowie das Verfahren dessen Herstellung

Description

Zirkonoxid-basierter Verbundwerkstoff

Die Erfindung betrifft einen keramischen Verbundwerkstoff, seine Herstellung und Verwendung. Insbesondere betrifft die Erfindung einen Zirkonoxid-basierten Verbundwerkstoff, eine homogene, mehrphasige, biokompatible und polykristalline Keramik.

Der Zirkonoxid-basierten Verbundwerkstoff kann im dentalen Sektor bei der Herstellung von Brücken und Kronen verwendet werden, beispielsweise bei der Herstellung von Zahnimplantaten, bei der Herstellung von medizintechnischen Bauteilen wie z.B. Wirbelsäulenimplantaten, aber auch allgemein in Bereichen, in denen eine technische Keramik mit schädigungsfreier Hartbearbeitbarkeit benötigt wird, wie z.B. beim maschinellen Bearbeiten wie Schneiden, Fräsen und Bohren.

Keramische Werkstoffe besitzen aufgrund der chemischen Beständigkeit, der mechanischen und physikalischen Eigenschaften, sowie der optischen Eigenschaften, die eine exzellente Ästhetik zulassen, im dentalen Markt Vorteile gegenüber herkömmlichen metallischen Werkstoffen.

Der allgemeine Trend bei Dentalkeramiken geht in Richtung „vollkeramische Systeme". Dennoch werden heute noch häufig Keramiken als Verblendungen auf metallischen Gerüsten aufgebracht. Dentalkeramiken lassen sich anhand ihrer Herstellungsmethode und ihrer kristallinen Phase klassifizieren.

Metall-keramische Systeme gibt es seit 1960. Um eine ästhetisch akzeptable Restauration in Anlehnung an den natürlichen Zahn zu erhalten, wird eine Verblendkeramik auf ein Metallgerüst aufgebracht. Typische Verblendmaterialien bestehen aus feldspatischen Gläsern, gewöhnlich Leuzitkristall-basiert. Die Zugabe von Leuzitkristallen (KAIS12O6) in das feldspatische Glasgefüge führt zu optimalen Eigenschaften hinsichtlich der thermischen Ausdehnungskoeffizienten von Gerüst und Verblendung. Leuzitkristalle bilden sich durch inkongruentes Schmelzen von natürlichem Feldspat bei Temperaturen zwischen 1 150 und 1530°C. Durch die Variation des Leuzitkristallgehalts im Glas kann der thermische Ausdehnungskoeffizient gezielt gesteuert und an das metallische Gerüst angepasst werden. Gewöhnlich beträgt der typische Leuzitkristallgehalt in feldspatischem Glas zwischen 15 und 25 Vol.-%. Somit ist der thermische Ausdehnungskoeffizient geringer als der des Metalls, und die aufgebrachte Verblendung wird unter Druck gesetzt. Klassisch werden Verblendkeramiken unter Vakuum gesintert, um die Porosität im Endprodukt zu reduzieren. Die mechanischen Eigenschaften der Leuzitkristall-basierten Gläser (auch Dentalporzellan genannt) sind aufgrund der Glasphase die geringsten von allen keramischen Werkstoffen, die in der Zahnmedizin verwendet werden. Bis 2005 wurden noch 50% aller Zahnrestaurationen mit metall-keramischen Systemen hergestellt.

Vollkeramische Systeme sind metallfrei und seit 30 Jahren verfügbar. Die Prozesstechnik wird ständig weiterentwickelt (z.B. Heißpressen, Schlickergießen, CAD/CAM Bearbeitung). Der Hauptunterschied zu den metall-keramischen Systemen ist ein weit höherer kristalliner Phasenanteil, der zwischen 35 und 100 Vol.-% liegen kann. Die mechanischen Eigenschaften verbessern sich, aber auch die Opazität nimmt zu, was hinsichtlich der geforderten Ästhetik nachteilig ist.

Es gibt eine Vielzahl von Faktoren, die auf die Langlebigkeit der vollkeramischen Systeme einen Einfluss haben, z.B. orales Umgebungsmilieu, schwankende pH- Werte von sauer bis basisch, zyklische Belastung und extreme Belastungsspitzen während des Kauens. Vollkeramische Systeme mit höheren Glasphasenanteilen zeigen häufig Spannungsrisskorrosion als Versagensursache. Aufgrund der hydrothermalen Alterung von Y-TZP-Keramiken (100 Vol.-% kristalline Phase, Y- stabilisiertes tetragonales Zirkonoxid) bei niedrigen Temperaturen werden Tests in Normen verlangt, bei denen die Langlebigkeit in menschlicher Umgebung und unter zyklischer Belastung bewertet werden soll.

Vollkeramische Systeme werden hauptsächlich aufgrund der Herstellungsmethode klassifiziert (z.B. Heißpressen, Trockenpressen und Sintern, Schlickergießen, CAD/CAM Bearbeitung). Beim Heißpressen wurden zuerst Leuzitkristall-basierte Gläser mit einem kristallinen Phasenanteil zwischen 35 und 45 Vol.-% verwendet. Die mechanischen Eigenschaften sind um den Faktor 2 gegenüber den Leuzitkristall- basierten Gläsern der metall-keramischen Systeme höher. Mehrmaliges Aufheizen kann dabei die Leuzitkristallisation begünstigen und zu höheren Festigkeiten führen.

Heute wird eine neue Glaskeramik für das Heißpressen verwendet. Das Material besteht aus einem Lithiumdisilikat-basierten Glas mit einem kristallinen Phasenanteil von 65 Vol.-%. Röntgenographische Untersuchungen haben neben Lithiumdisilikat (Li₂Si₂O₅) weitere Kristallphasen wie Lithiummetasilikat (Li₂SiOs) und Cristobalit (SiO₂) gezeigt. Die mechanischen Eigenschaften sind im Vergleich zu den Leuzitkristall-basierten Gläser nochmals um den Faktor 2 höher.

Das Trockenpressen und Sintern von vollkeramischen Systemen wird seit den frühen 90iger Jahren verwendet. Die Herstellung erfolgt computerunterstützt und berücksichtigt die Sinterschwindung des Presslings beim Sintern. Verwendet werden Aluminiumoxid- und Zirkonoxid-basierte Keramiken (100 Vol.-% kristalliner Phasenanteil) als Gerüstmaterial, auf welchen zusätzlich eine Verblendung aus Glaskeramik aufgebracht wird. Aluminiumoxidkeramiken zeichnen sich durch eine Biegefestigkeit von ca. 600 MPa und durch ein exzellentes in-vivo Verhalten aus.

Das Schlickergießen wird seit den 90iger Jahren angewendet. Dabei wird ein poröser Grünkörper mittels Schlickerguss aus kristallinen Phasen hergestellt, anschließend gesintert und mit einem Lanthan-basiertem Glas infiltriert.

Auf dem Dentalmarkt sind folgende Glaskeramiken erhältlich:

Aluminiumoxid (AI₂O₃), Spinell (MgAI₂O₄) oder 12Ce-TZP/AI₂O₃-Komposit. Das glasinfiltrierte Aluminiumoxid hat vergleichbare mechanische Eigenschaften zur Lithiumdisilikat-basierten Glaskeramik, jedoch eine minimal höhere Opazitat. Der glasinfiltrierte Spinell besitzt deutlich mehr Transluzenz und vergleichbare mechanische Eigenschaften zu Lithiumdisilikat-basierten Glaskeramik. Das glasinfiltrierte Zirkonoxid/Aluminiumoxid-Komposit zeigt die höchsten Festigkeiten und Risszähigkeiten aller schlickergegossenen Dentalkeramiken. Die computergesteuerte CAD/CAM Bearbeitung von keramischen Blöcken bzw. Blanks erfolgt seit den frühen 70iger Jahren und wurde von Duret eingeführt. Damals erfolgte die Bearbeitung an dichtgesinterten Blanks. Heute wird hauptsächlich mit vorgesinterten Blanks gearbeitet.

Glaskeramik eignet sich für die CAD/CAM-Bearbeitung im dichtgesinterten Zustand aufgrund der sehr guten Bearbeitbarkeit. Früher wurden typische Glimmerkristall- basierte Gläser aufgrund der idealen Bearbeitbarkeit verwendet. Heute werden feldspatische Gläser mit Sanidin-, Leuzit- oder Lithiumdisilikatkristallen verwendet. Allerdings zeigt die CAD/CAM-Bearbeitung an dichtgesinterten Glaskeramiken einen signifikanten Werkzeugverschleiß. Oberflächenfehler können das in-vivo Verhalten negativ beeinflussen.

Allgemein sind Glaskeramiken sehr gut bearbeitbar. Aufgrund unterschiedlicher thermischer Ausdehnungskoeffizienten von Kristall und Glasmatrix entstehen während des Abkühlens Mikrorisse entlang der Phasengrenzen. Zusätzlich besitzen die kristallinen Phasen eine sehr gute Spaltbarkeit entlang der Längsausrichtung (vor allem Glimmer entlang der kristallographischen (001 )-Ebene). Die Kristallphasen sollten keine Vorzugsorientierung haben, d.h. isotrop im Glasgefüge verteilt sein. Ein durch ein Werkzeug eingebrachter Riss verläuft entlang der Spaltebene oder auch entlang der Phasengrenze zwischen Kristall und Glasmatrix. Dadurch wird der Riss während der Bearbeitung ständig abgelenkt, und es werden nur kleine Bereiche der Oberfläche aus dem Werkstück herausgebrochen.

Seit 2001 erfolgt die CAD-CAM-Bearbeitung an vorgesinterten Zirkonoxid-Blanks. Die Bearbeitung ist leichter, schneller und zeigt einen geringeren Werkzeugverschleiß als wenn dichtgesinterte Blöcke bearbeitet werden müssten. Jedoch müssen die gefertigten Werkstücke anschließend dicht gesintert werden. Schwankungen in der Sinterschwindung einhergehend mit Maßabweichungen, sowie Nachbesserungsarbeiten per Hand vom Zahntechniker führen zu einem erhöhten Schädigungsrisiko des Zirkonoxids. Zirkonoxid als Gerüstmaterial besitzt bisher die besten mechanischen Eigenschaften. Es treten aber häufig aufgrund der zusätzlich benötigten Verblendkeramik am Interface zwischen Gerüst und Verblendung Risse durch Phasenumwandlung der tetragonalen Zirkonoxidphase auf. Es gibt bereits seit einiger Zeit mehrere, bereits veröffentliche 3-Jahres- und 5-Jahres-lnvivo-Studien. Das Fazit der Studien ist eine exzellent Erfolgsrate, aber mit geringer Überlebensrate bei Komplikationen wie z.B. Kariesbefall oder Abplatzungen der Verblendung. Der aktuelle Entwicklungstrend geht eindeutig Richtung Zirkonoxid/Aluminiumoxid-Verbundwerkstoffe mit den Zielen, die hydrothermale Alterungsbeständigkeit und mechanischen Eigenschaften zu verbessern.

Die Aufgabe der Erfindung besteht nun darin, die Nachteile des Stands der Technik zu vermeiden und insbesondere eine Keramik bereitzustellen, deren mechanische Eigenschaften eine schädigungsfreie Hartbearbeitung zulässt und/oder die eine gute hydrothermale Alterungsbeständigkeit aufweist. Darüber hinaus sollte die Keramik mit den gängigen Verfahren herstellbar und bearbeitbar sein. Die Lösung dieser Aufgabe erfolgt mittels eines Verbundwerkstoffs gemäß Anspruch 1 und einem zugehörigen Verfahren gemäß Anspruch 15.

Die Vorteile des erfindungsgemäßen neuen Werkstoffs gegenüber dem Stand der Technik werden anhand der verbesserten„Schädigungstoleranz" quantitativ erfasst. Schädigungstoleranz ist ein mechanischer Kennwert, der den Widerstand eines Werkstoffs gegen eine von außen aufgebrachte Schädigung beschreibt. Die Schädigung kann in der Praxis beispielsweise durch eine Schleifbearbeitung mit diamantbesetzten Werkzeugen erfolgen.

Für die Messung der Schädigungstoleranz im Labor wird auf den Prüfkörper mittels einer Diamantspitze (Vickers) unter einer definierten Beanspruchungskraft eine Schädigung aufgebracht. Im Bereich des Härteeindrucks bilden sich Risse aus, so dass der Prüfkörper an dieser Stelle eine Schwächung erfährt. Die Schwächung wird quantitativ durch Messung der Rest-Bruchspannung, bzw. Restfestigkeit an dieser Stelle ermittelt. Je höher die Restfestigkeit nach einer definierten Schwächung, um so höher ist die Schädigungstoleranz des Werkstoffs. Zur detaillierten Beschreibung der Schädigungstoleranz werden an einer Serie von Prüfkörpern Schädigungen mit unterschiedlichen Beanspruchungskräften aufgebracht. Dadurch ergibt sich eine Kennlinie für den Werkstoff (Restfestigkeit vs. Beanspruchungskraft). Der Nachweis einer verbesserten Schädigungstoleranz eines Werkstoffs gegenüber dem Stand der Technik erfolgt durch Vergleich dieser Kennlinien, siehe Figs. 7 und 8.

Die Erfindung betrifft die Herstellung und die Verwendung eines Zirkonoxid-basierten Verbundwerkstoffs, insbesondere für eine schädigungsfreie Hartbearbeitung im dichtgesinterten Zustand. Die Herstellung des erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffs erfolgt mittels an sich bekannter, konventioneller Keramiktechnologie. Die wesentlichen Prozessschritte sind beispielsweise: a) Pulvermischung gemäß vorgegebener Zusammensetzung in Wasser ansetzen; ggf. Verwendung von Verflüssigern zur Vermeidung der Sedimentation

b) Homogenisierung im Dissolver (schnelllaufender Rührer)

c) Mahlen in Rührwerkskugelmühle, dabei Erhöhung der spezifischen Oberfläche der Pulvermischung (=Zerkleinerung und Homogenisierung)

d) ggf. Zugabe von organischen Bindern

e) Sprühtrocknen, dabei entsteht ein rieselfähiges Granulat mit definierten Eigenschaften

f) Befeuchten des Granulats mit Wasser und ggf. weiteren Presshilfsmitteln g) Axialpressen von Blöcken

h) Spanabhebende Bearbeitung von Blöcken im Grün- oder vorgesinterten Zustand, dabei wird unter Berücksichtigung der Sinterschwindung weitgehend die Endkontur abgebildet.

i) Sinterung (Dies kann auch in einer 3-stufigen Sinterung erfolgen: Vorbrand auf eine theoretische Dichte von ca. 97%. Die noch verbleibenden Restporen sind nach außen geschlossen. Heißisostatisches Pressen (HIP) unter hoher Temperatur und hohem Gasdruck, dadurch praktisch vollständige Endverdichtung. Sogenannter Weißbrand, dadurch wird das beim heißisostatischen Pressen erzeugte Ungleichgewicht der Sauerstoffionen in der Keramik ausgeglichen.)

j) Hartbearbeitung durch Schleifen und Polieren mit diamantbesetztem Werkzeug.

Verwendet werden kann der erfindungsgemäße Verbundwerkstoff beispielsweise zur Herstellung von Sinterform körpern, zur Herstellung von künstlichem Zahnersatz, Zahnrestaurationen wie Brücken, Kronen, Inlays und Onlays, zur Herstellung von Zahnwurzelstiften, Implantaten und Abutments. Bevorzugt wird die Anwendung im Bereich der Implantattechnik. Besonders bevorzugt ist die Anwendung im Wirbelsäulenbereich als Spacer bzw. Cage.

Der Zirkonoxid-basierte Verbundwerkstoff besitz als keramische Matrix Zirkonoxid und darin dispergiert zumindest eine Sekundärphase bzw. Dispersoid und ggf. weitere Zuschlagstoffe. Der Verbundwerkstoff umfasst als erste Phase einen Zirkonoxidanteil von mindestens 51 Vol.-% und eine Sekundärphase mit einem Anteil von 1 bis 49 Vol.-% und gegebenenfalls einen oder mehrere anorganische Zuschlagstoffe. Das Zirkonoxid liegt, bezogen auf den Gesamt-Zirkonoxidanteil, zum überwiegenden Teil, vorzugsweise zu 90 bis 99 %, besonders bevorzugt zu 95 bis 99%, in der tetragonalen Phase vor, wobei die Stabilisierung der tetragonalen Phase des Zirkonoxids zum Teil nicht nur chemisch, sondern auch mechanisch erfolgt. Die Begriffe„Sekundärphase" und „Dispersoid" werden im Rahmen dieses Textes als Synonyme verwendet.

Die zusätzlich zur chemischen Stabilisierung vorliegende mechanische Stabilisierung des Zirkonoxids in der tetragonalen Phase ermöglicht es vorteilhaft, den Gehalt an chemischen Stabilisatoren im Vergleich zum Stand der Technik zu verringern.

Die mechanische Stabilisierung des Zirkonoxids in der tetragonalen Phase ist aus ZTA- Verbund Werkstoffen (zirkonia toughend alumina) bekannt. Dort wurde davon ausgegangen, dass die mechanische Stabilisierung zum einen durch die Korngröße des Zirkonoxids beeinflusst wird. Diese sollte in Aluminiumoxid-Verbundwerkstoffen nicht größer als 0,5 μιτι, gemessen nach dem Linienschnitt-Verfahren, sein. Andererseits ging man davon aus, dass die Einbettung der einzelnen Zirkonoxidpartikel in die Aluminiumoxid-Matrix einen wesentlichen Anteil an der mechanischen Stabilisierung hat, wobei Mindestgehalte an Aluminiumoxid von 65 Vol.-%, vorzugsweise höhere Gehalte, als notwendig erachtet wurden.

Mit der vorliegenden Erfindung konnte nachgewiesen werden, dass eine solche mechanische Stabilisierung des Zirkonoxids nicht nur funktioniert, wenn Zirkonoxid als dispersoide Phase in Aluminiumoxid eingelagert wird, sondern auch in einer Keramik, die im Wesentlichen aus Zirkonoxid besteht. Die erfindungsgemäße Zugabe der Sekundarphasen/Dispersoiden gleicht die bei der Umwandlung der tetragonalen Kristallstruktur in die monokline Kristallstruktur des Zirkonoxids auftretende Dehnung aus, indem Mikrobewegungen/-scherungen auf Kristallit-Ebene in einem ansonsten vergleichsweise starren keramischen Gefüge möglich werden, ohne dass notwendig makroskopische Risse entstehen.

Weiterhin wird unter mechanischer Stabilisierung auch verstanden, dass die tetragonale Kristallphase des Zirkonoxids durch mechanische Spannungen im Gesamtgefüge stabilisiert wird. Unterschiedliche Wärmeausdehnungskoeffizienten von ZrO2 und Sekundärphase beim Abkühlen nach dem Sinterprozess können zu solchen Spannungen führen.

Die mechanische Stabilisierung ist insbesondere deshalb vorteilhaft, weil sie dazu führt, dass geringere Anteile an Verbindungen, die zur chemischen Stabilisierung verwendet werden, notwendig sind. Die chemische Stabilisierung beruht auf der partiellen Substitution von Zirkonoxid-Ionen gegen Kationen, die im Kristallgitter Sauerstoffleerstellen erzeugen und somit einen geringeren„Platzbedarf" aufweisen. Die Sauerstoffleerstellen im Gitter können jedoch Angriffspunkte für eine hydrothermale Alterung sein. Somit führt eine mechanische Stabilisierung, die gleichzeitig die Notwendigkeit für eine chemische Stabilisierung zumindest vermindert, zu einer verbesserten Beständigkeit des Verbundwerkstoffs gegenüber hydrothermaler Alterung.

Die Zirkonoxidmatrix besitzt gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung eine Korngröße von durchschnittlich0,1 bis 2,0 μιτι, und besonders bevorzugt von durchschnittlich 0,5 bis 2,0 μηη. Der Anteil an chemischen Stabilisatoren im erfindungsgemäßen Verbundwerkstoff (Anteil jeweils relativ zum Zirkonoxid-Gehalt) beträgt gemäß einer Weiterbildung der Erfindung für Y2O3 < 3 mol-%, bevorzugt < 2,5 mol-%, für CeO₂ ^ 12 mol-%, für Gd₂O₃ ^ 3 mol-%, für Sm₂O₃ < 3 mol-% und für Er₂O3 < 3 mol-%. Die chemischen Stabilisatoren im erfindungsgemäßen Verbundwerkstoff umfassen einen oder mehrere der genannten Zuschlagstoffe, wobei Y₂O3 bevorzugt wird. Der Gesamtgehalt an chemischen Stabilisatoren beträgt vorteilhaft < 12 mol-% relativ zum ZrO₂-Gehalt.

Das Zirkonoxid und das Dispersoid können gemäß einer Ausführungsform lösliche Bestandteile enthalten. Lösliche Bestandteile können z.B. Cr, Fe, Mg, Ca, Ti, Y, Ce, Lanthaniden und/oder V sein. Diese Bestandteile können zum einen als Farbadditive und zum anderen als Sinterhilfsmittel fungieren. Sie werden in der Regel als Oxide zugegeben.

Die Partikelgrößen der Sekundärphase bzw. Dispersoide sind bevorzugt nicht deutlich größer als die Korngrößen der Zirkonoxidmatrix. Sie betragen vorzugsweise 0,2 bis 2,0 μιτι und besonders bevorzugt 0,2 bis 0,5 μιτι. Der Volumenanteil der Sekundärphase bzw. Dispersoide ist deutlich geringer als der Anteil des Zirkonoxids. Er beträgt bis zu 49 Vol.-%, vorzugsweise 1 bis 10 Vol.-% und besonders bevorzugt 4 bis 6 Vol.-% des Gesamtvolumens. Die Sekundärphase ist chemisch stabil und geht während der Herstellung des Verbundwerkstoffs durch Sintern bei hohen Temperaturen nicht im Zirkonoxid in Lösung.

Als Sekundärphase bzw. Dispersoide können folgende Verbindungen eingesetzt werden:

Strontiumaluminat (SrAli₂Oig), Lanthanaluminat (LaAlnOis), Hydroxylapatit (Caio(PO₄)₆(OH)₂), Fluorapatit-(Caio(PO₄)₆F₂), Tricalciumphoshat (Ca₃(PO₄)₂), Spinell (MgAI₂O ), Aluminiumoxid (AI₂O₃), Yttrium-Aluminium-Granat (Y3AI₅Oi₂), Mullit (AI₆Si₂O₃), Zirkon (ZrSiO₄), Quarz (SiO₂), Talk (Mg₃Si₄Oi₀(OH)₂), Kaolinit (AI₂Si₂O₅(OH)₄), Pyrophyllit (AI₂Si₄Oi₀(OH)₂), Kaliumfeldspat (KAISi₃O₈), Leuzit (KAISi₂Oe) und Lithiummetasilikat (Li₂SiO₃). Bevorzugt werden Strontiumaluminat, Lanthanaluminat, Hydroxylapatit, Fluorapatit, Spinell, Aluminiumoxid und Zirkon; besonders bevorzugt werden Lanthanaluminat, Fluorapatit, Spinell und Aluminiumoxid.

Die Sekundärphase bzw. Dispersoide können inelastische Mikrodeformationen auf mikroskopischer Ebene ermöglichen. Sie können infolge ihrer Kristallstruktur Scherdeformationen auf mikroskopischer Ebene ermöglichen.

Die Sekundärphase wird gemäß einer besonders bevorzugten Ausführungsform der Erfindung nicht erst beim Sintern gebildet, sondern ist Teil der Ausgangssubstanzen, die für die Herstellung der Keramik verwendet werden.

Die Bruchfestigkeit des Verbundwerkstoffs liegt bevorzugt bei > 800 MPa.

Es hat sich überraschend gezeigt, dass die Sekundärphase bzw. Dispersoide die Härte des Verbundwerkstoffes deutlich senken können. Ebenfalls hat sich überraschend gezeigt, dass die Art des chemischen Stabilisators einen deutlichen Einfluss auf die Härte des Verbundwerkstoffs hat.

Des Weiteren hat sich überraschend gezeigt, dass die Risszähigkeit, die Härte und die Schädigungstoleranz des Verbundwerkstoffs durch die Art und die Menge der Sekundärphase bzw. Dispersoide sowie durch die Art des chemischen Stabilisators beeinflusst werden.

Nachfolgend wird die vorliegende Erfindung anhand von Versuchsreihen erläutert, ohne sie dadurch einzuschränken:

Versuchsreihe 1 : Härte in Abhängigkeit vom chemischen Stabilisator

Figur 1 zeigt die Ergebnisse einer Versuchsreihe mit und ohne erfindungsgemäße Dispersoide und jeweils mit unterschiedlichen chemischen Stabilisatoren. Auf der x- Achse 1 1 ist die Menge und die Art der vergewendeten dispersoiden Phase, nämlich Zirkonoxid ohne Dispersoide mit Y₂O3-Stabilisierung 13 bzw. CeO2-Stabilisierung 14, Zirkonoxid mit 15 Vol.-% Strontiumhexaaluminat-Dispersoiden und Y2O3- Stabilisierung 15 bzw. CeO2-Stabilisierung 16 und Zirkonoxid mit 30 Vol.-% AI2O3- Dispersoiden und Y2O3-Stabilisierung 17 bzw. CeO2-Stabilisierung 18 gegen die Vickershärte HV 10 auf der y-Achse 10 dargestellt.

Getestet wurden die chemischen Stabilisatoren Yttriumoxid (Y2O3) und Ceroxid (CeO2). Dabei hat sich überraschend gezeigt, dass alle Varianten mit Ce- Stabilisierung 14, 16, 18 deutlich geringere Härtewerte im Vergleich zu Varianten mit Y-Stabilisierung 13, 15, 17 aufweisen. Die Härte wurde mittels Vickerseindruck (HV10) mit einer Kraft von 98,07 N ermittelt.

Reines Ce-stabilisertes Zirkonoxid weist mit 800 (HV10) die geringste Härte auf. In Hinblick auf die erfindungsgemäße Anwendung im dentalen Bereich werden geringere Härten gewünscht. Im molaren Zahnbereich kann ein künstlicher Zahnersatz aus häufig verwendetem Y-TZP auf einen natürlichen Zahn treffen. Die Härte von Y-TZP liegt bei ca. 1250 (HV10). Der natürliche Zahn bzw. das Enamel besitzt aufgrund der eingelagerten Hydroxylapatitkristalle eine deutlich geringere Härte von ca. 400 (HV10). Diese Härtedifferenz kann z.B. bei einer stressbedingten Knirschbewegung (Bruxsimus) zu einem erheblichen Abrieb des natürlichen Zahns führen. Aus diesem Grund sind geringere Härten des erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffs zielführend. Des Weiteren könnte eine geringere Härte des Verbundwerkstoffs zu einer schädigungsfreien Hartbearbeitung (z.B. beim Einschieifen des künstlichen Zahns im Artikulator) führen.

Versuchsreihe 2: Härte in Abhängigkeit von der Art der dispersoiden Phase

Figur 2 zeigt eine Versuchsreihe mit unterschiedlichen Dispersoiden im erfindungsgemäßen Verbundwerkstoff. In der Versuchsreihe wurden nur Varianten miteinander verglichen, die denselben Anteil (5 Vol.-%) an dispersoider Phase im Verbundwerkstoff besitzen. Auf der y-Achse 20 ist die Vickershärte HV 10 angegeben. Die x-Achse 21 zeigt Zirkonoxid jeweils mit 5 Vol.-% Dispersoiden (SrAli₂Oi₉ 23, 23a, MgAI₂O₄ 24, 24a, SiO₂ 25, ZrSiO₄ 26, AI₆Si₂Oi₃ 27, AI₂Si₂O₅(OH)₄ 28) und zum Vergleich ohne Dispersoide 22, 22a. Für alle Zusammensetzungen wurden Varianten mit Y₂O₃-Stabilisierung 22, 23, 24, 25, 26, 27 und 28 getestet, für die Zirkonoxid-Verbundwerkstoffe mit Strontiumhexaaluminat und Spinell als Dispersoide wurden darüber hinaus Varianten mit CeO₂-Stabilisierung 22a, 23a getestet.

Es hat sich überraschend gezeigt, dass sich die Härte durch die Zugabe von Dispersoiden beeinflussen lässt. Dabei hat sich ebenfalls gezeigt, dass die Einflussgröße von der Zusammensetzung der dispersoiden Phase abhängt.

Versuchsreihe 3: Härte in Abhängigkeit vom Gehalt an dispersoider Phase

Figur 3 zeigt mehrere Versuchsreihen mit erfindungsgemäßen Dispersoiden und unterschiedlichen Gehalten (Vol.-%) der dispersoiden Phasen (x-Achse 31 ). Getestet wurden Aluminiumoxid (AI₂O₃) 32, Hydroxylapatit (Cai₀(PO )₆(OH)₂) 34 und Strontiumhexaaluminat

33 in Y-stabilisiertem Zirkonoxid und Spinell (MgAI₂O₄) 35 in Ce-stabilisiertem Zirkonoxid.

Es hat sich dabei überraschend herausgestellt, dass die Vickershärte, abgetragen auf der y-Achse 30, deutlich durch den Gehalt der dispersoiden Phase beeinflusst werden kann. Die Härte des Verbundwerkstoffs ergibt sich gewöhnlich aus der prozentualen Mischung der Einzelhärten der beteiligten Komponenten. In der Versuchsreihe hat sich überraschend gezeigt, dass diese Mischungsregel nicht immer gilt. Durch das Einbringen von 15 Vol.-% Hydroxylapatit 34 in Y-stabilisiertes Zirkonoxid kann die Härte von ca. 1250 auf ca. 1050 (HV10) gesenkt werden. Durch das Einbringen von 5 Vol.-% Strontiumaluminat 33 kann die Härte von Y- stabilisiertem Zirkonoxid von 1250 auf 1210 (HV10) gesenkt werden.

Versuchsreihe 4: Risszähigkeit in Abhängigkeit vom chemischen Stabilisator Figur 4 zeigt eine Versuchsreihe, die den Einfluss des chemischen Stabilisators auf den reinen Zirkonoxidwerkstoff und den erfindungsgemäßen Verbundwerkstoff darstellt. Auf der x-Achse ist der Werkstoff mit der jeweiligen dispersoiden Phase angegenben, nämlich reines Zirkonoxid 42, 43, Zirkonoxid mit 25 Vol.-% Strontiumhexaaluminat als dispersoider Phase 44, 45 und Zirkonoxid mit 30 Vol.-% AI₂O₃ als dispersoider Phase 46, 47, jeweils mit Y₂O₃ 42, 44, 46 oder mit CeO₂ 43, 45, 47 als chemischen Stabilisatoren.

Es konnte überraschend gezeigt werden, dass die Verwendung von Ceroxid (CeO₂) als chemischer Stabilisator die Risszähigkeit (y-Achse 40) des reinen Werkstoffs 43 und des Verbundwerkstoffs 45, 47 deutlich erhöht. Die Risszähigkeit der erfindungsgemäßen Varianten wurde am Vickershärteeindruck (HV10) ermittelt. Hochzähe Varianten wie z.B. reines Ce-stabilisiertes Zirkonoxid 43 zeigten keine Risse am Härteeindruck. Aus diesem Grund wurde in Fig. 4 ein Risszäh ig keitswert von 15 MPa^*m^0,5 durch Extrapolation für die hochzähe Variante angenommen.

Versuchsreihe 5: Risszähigkeit in Abhängigkeit von der dispersoiden Phase

Figur 5 zeigt eine Versuchsreihe mit unterschiedlichen Dispersoiden und deren Einfluss auf die Risszähigkeit (y-Achse 50) des erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffs. Auf der x-Achse 51 sind der reine Zirkonoxidwerkstoff 52, 52a, Zirkonoxid mit Strontiumhexaaluminat 53, 53a, Zirkonoxid mit Spinell 54a, Zirkonoxid mit Quarz 55, Zirkonoxid mit Zirkon 56, Zirkonoxid mit Mullit 57 und Zirkonoxid mit Kaolinit 58 als dispersoider Phase, teilweise mit Y₂O3-Stabilisierung 52, 53, 55, 56, 57, 58 und teilweise mit CeO₂-Stabilisierung 52a, 53a, 54a aufgetragen.

Es hat sich überraschend gezeigt, dass sich durch die Zugabe von dispersoiden Phasen zum Ce-stabilisierten Verbundwerkstoff kein Einfluss auf die Risszähigkeit ergab.

Dagegen hat sich überraschend gezeigt, dass die Zugabe von dispersoiden Phasen zum Y-stabil isierten Verbundwerkstoff teilweise einen deutlichen Einfluss auf die Risszähigkeit ergab. Durch die Zugabe von Strontiumalunninat

als dispersoide Phase zum Verbundwerkstoff 53 konnte die Risszähigkeit deutlich von 5,3 auf 12,3 MPa^*m⁰'⁵ erhöht werden.

Versuchsreihe 6: Risszähigkeit in Abhängigkeit vom Gehalt der dispersoiden Phase

Figur 6 zeigt mehrere Versuchsreihen des erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffs mit Dispersoiden und unterschiedlichen Gehalten der dispersoiden Phasen. Auf der x-Achse 61 sind die Gehalte an dispersoider Phase in Vol.-% angegeben. Auf der y- Achse 60 ist die Risszähigkeit in MPa^*m^0,5 aufgetragen.

Getestet wurden Aluminiumoxid (AI₂O3) 62 und Strontiumaluminat

63 in Y-stabilisiertem Zirkonoxid und Spinell (MgAI₂O₄) 64 in Ce-stabilisiertem Zirkonoxid. Es hat sich überraschend gezeigt, dass abhängig vom verwendeten Dispersoid ein Optimum für den Gehalt der dispersoiden Phase im erfindungsgemäßen Verbundwerkstoff hinsichtlich einer guten Risszähigkeit existiert. Das Optimum für Strontiumaluminat als dispersoide Phase im erfindungsgemäßen Verbundwerkstoff liegt zwischen 1 und 15 Vol.-%.

Versuchsreihe 7: Schädigungstoleranz in Abhängigkeit vom Gehalt der dispersoiden Phase

Fig. 7 zeigt erfindungsgemäße Verbundwerkstoffe mit einer Y-Stabilisierung und Strontiumhexaaluminat als Sekundärphase. Auf der x-Achse 71 sind die verschiedenen Verbundwerkstoffe anhand ihrer Sekundärphasen-Gehalte in Vol.-% charakterisiert. Auf der y-Achse 70 wurde die Restfestigkeit der Verbundwerkstoffe nach HV50-Schädigung in MPa abgetragen. Die getesten Verbundwerkstoffe sind mit dem Bezugszeichen 72 versehen. Es zeigt sich deutlich, dass Verbundwerkstoffe 72 mit einem Hexaaluminat-Gehalt zwischen 5 und 15 Vol.-% und insbesondere mit 5 Vol.-% Sekundärphase die Restfestigkeit des Verbundwerkstoffs um ein Vielfaches ansteigt, im Vergleich zu den anderen getesten Werkstoffen.

Versuchreihe 8: Schädigungstoleranz des Verbundwerkstoffs im Vergleich zu Werkstoffen der Stand der Technik

Fig. 8 zeigt die Restfestigkeitswerte nach unterschiedlichen Schädigungen (hier Vickershärte-Eindrücke) von unterschiedlichen Werkstoffsystemen, einem ZTA- (zirconia toughened alumina) 82, einem Y-TZP- (Y-stabilisiertes polykristallines Zirkonoxid) 83 und einem erfindungsgemäßen Verbundwerkstoff (strontiumhexaaluminate toughened zirconia) 84 . Die geprüfte Eindrucklast ist logarithmisch in N auf der x-Achse 81 gegen die Restfestigkeit in MPa auf der y- Achse 80 aufgetragen.

Im Vergleich zu Werkstoffen aus dem Stand der Technik zeigt sich, dass der neue Verbundwerkstoff bei gleichbleibender Ausgangfestigkeit signifikant höhere Schädigungstoleranzen nach unterschiedlichen Schädigungslasten zeigt.

Nachfolgend sind nochmals die Vorteile des erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffs zusammengefasst:

• Herstellung des erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffs erfolgt mittels bekannter, konventioneller Keramiktechnologie

• 3-stufige Sinterung (Vorbrand, HIP, Weißbrand), dadurch resultierende höhere Festigkeit

• keine hydrothermale Alterung durch die Verwendung von CeO2 als chemische Stabilisierung

• deutlich verringerte hydrothermale Alterung durch geringere Anteile an Y2O3 als chemische Stabilisierung infolge der mechanischen Teilstabilisierung oder der zusätzlichen Addition von anderen chemischen Stabilisatoren, die keinen negativen Effekt auf die Alterungsbeständigkeit zeigen

hohe Schädigungstoleranz

risikoärmere Hartbearbeitung

geringere Härte

Verwendung des erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffs im zahntechnischen bzw. dentalen Bereich zur Herstellung von Blanks bzw. Blöcken für die CAD/CAM-Bearbeitung im vorgesinterten oder dichtgesinterten Zustand, für Zahnersatz, Zahnrestauration (Brücken, Kronen, Inlays, Onlays)

bevorzugte Verwendung als Zahnwurzelstift, Implantat, Abutment und weitere Anwendungen

besonders bevorzugt als Wirbelsäulenimplantat (z.B. Spacer/Cage)

Claims

Patentansprüche

1 . Verbundwerkstoff, umfassend eine keramische Matrix aus Zirkonoxid und darin dispergiert zumindest eine Sekundärphase, dadurch gekennzeichnet, dass die Matrix aus Zirkonoxid einen Anteil von mindestens 51 Vol .-% am Verbundwerkstoff ausmacht, und dass die Sekundärphase einen Anteil von 1 bis 49 Vol.-% am Verbundwerkstoff ausmacht, wobei das Zirkonoxid, bezogen auf den Gesamtzirkonoxid-Anteil im Wesentlichen, vorzugsweise zu 90 bis 99%, besonders bevorzugt zu 95 bis 99% in der tetragonalen Phase vorliegt, und wobei die tetragonale Phase des Zirkonoxids chemisch und/oder mechanisch stabilisiert ist.

2. Verbundwerkstoff nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Matrix aus Zirkonoxid eine Korngröße von durchschnittlich 0,1 bis 2,0 μιτι, bevorzugt von durchschnittlich 0,5 bis 2,0 μιτι aufweist.

3. Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass als chemische Stabilisatoren Y2O3, CeO2, Gd2O3, S1TI2O3 und/oder Er₂O3 enthalten sind, wobei der Gesamtgehalt an chemischen Stabilisatoren < 12 mol-% bezogen auf den Zirkonoxidgehalt ist.

4. Verbundwerkstoff nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Gehalt an Y2O3 ^ 3 mol-%, bevorzugt < 2,5 mol-% und/oder der Gehalt an CeO₂ ^ 12 mol-% und/oder der Gehalt an Gd2O3 ^ 3 mol-% und/oder der Gehalt an S1TI2O3 ^ 3 mol-% und/oder der Gehalt an Er₂O3 ^ 3 mol-%, jeweils bezogen auf den Zirkonoxid-Gehalt, ist.

5. Verbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Zirkonoxid und/oder die Sekundärphase lösliche Bestandteile enthält.

6. Verbundwerkstoff nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass als lösliche Bestandteile ein oder mehrere der folgenden Elemente, vorzugsweise als Oxid, enthalten sind: Cr, Fe, Mg, Ca, Ti, Y, Ce, Lanthaniden und/oder V.

7. Verbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Sekundärphase Dispersoide umfasst, die infolge ihrer Kristallstruktur Scherdeformationen auf mikroskopischer Ebene ermöglichen und/oder die Härte des Verbundwerkstoffs senken.

8. Verbundwerkstoff gemäß einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Partikelgrößen der Sekundärphase kleiner oder gleich der Korngrößen des Zirkonoxids sind, wobei die Partikelgrößen vorzugsweise 0,2 bis 2,0 μιτι, besonders bevorzugt 0,2 bis 0,5 μιτι betragen.

9. Verbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Volumenanteil der Sekundärphase 1 bis 10 Vol.-%, besonders bevorzugt 4 bis 6 Vol.-% beträgt.

10. Verbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Sekundärphase aus einer oder mehreren der folgenden Verbindungen ausgewählt ist: Strontiumhexaaluminataluminat (SrAli₂Oi₉), Lanthanaluminat (LaAlnde), Hydroxylapatit (Cai₀(PO₄)₆(OH)₂), Fluorapatit (Cai₀(PO₄)₆F₂), Tricalciumphoshat (Ca₃(PO₄)₂), Spinell (MgAI₂O₄), Aluminiumoxid (AI₂Os), Yttrium-Aluminium-Granat (Y3AI₅Oi₂), Mullit (AI₆Si₂Oi₃), Zirkon (ZrSiO₄), Quarz (SiO₂), Talk (Mg₃Si₄Oi₀(OH)₂), Kaolinit (AI₂Si₂O₅(OH)₄), Pyrophyllit (AI₂Si₄Oi₀(OH)₂), Kaliumfeldspat (KAISi₃O₈), Leuzit (KAISi₂Oe) und Lithiummetasilikat (Li₂SiOs); bevorzugt werden Strontiumhexaaaluminat, Lanthanaluminat, Hydroxylapatit, Fluorapatit, Spinell, Aluminiumoxid und Zirkon, besonders bevorzugt wird Strontiumhexaaluminat.

1 1 . Verbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Verbundwerkstoff eine Härte < 1350 (HV10), bevorzugt < 1200 und besonders bevorzugt < 1000 aufweist.

12. Verbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Verbundwerkstoff eine Bruchfestigkeit > 800 MPa aufweist.

13. Verbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Schädigungstoleranz bzw. Restfestigkeit nach HV50-Eindruck > 400 MPa, bevorzugt > 500 MPa und insbesondere bevorzugt > 600 MPa ist.

14. Verwendung des Verbundwerkstoffs nach einem der vorstehenden Ansprüche in der Dental- und Medizintechnik, insbesondere zur Herstellung von künstlichem Zahnersatz, Zahnrestaurationen wie Brücken, Kronen, Inlays, und Onlays, Zahnwurzelstiften, Implantaten und Abutments, bevorzugt im Bereich der Implantattechnik, besonders bevorzugt im Wirbelsäulenbereich z.B. Spacer/Cage.

15. Verfahren zur Herstellung eines Sinterformkörpers aus einem Verbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis13, umfassend die Schritte: a) Pulvermischung gemäß vorgegebener Zusammensetzung in Wasser ansetzen; ggf. Verwendung von Verflüssigern

b) Homogenisierung im Dissolver (schnelllaufender Rührer)

c) Mahlen in Rührwerkskugelmühle,

d) ggf. Zugabe von organischen Bindern

e) Sprühtrocknen,

h) Spanabhebende Bearbeitung von Blöcken im Grün- oder vorgesinterten Zustand,

i) Sinterung,

j) Hartbearbeitung.