DE2549652A1 - Keramikformkoerper hoher bruchzaehigkeit - Google Patents

Keramikformkoerper hoher bruchzaehigkeit

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Description

Patentanwälte Dipl.-Ing. H.Weickmann, Dipl.-Phys. Dr. K. Fincke
Dipl.-Ing. R A-Weickmann, Dipl.-Chem. B. Huber
8 MÜNCHEN 86, DEN
POSTFACH 860 820
MÖHLSTRASSE 22, RUFNUMMER 98 39 21/22
BUHz
Max-Planck-Gesellschaft zur Förderung der Wissenschaften e.V. 3400 Göttingen, Bunsenstr. 10
Keramikformkörper hoher Bruchzähigkeit
Die Erfindung betrifft einen aus einer keramischen Matrix und mindestens einer darin dispergierten Phase aus keramischem Einlagerungsmaterial bestehenden Keramikformkörper hoher Bruchzähigkeit, ein Verfahren zu seiner Herstellung und seine Verwendung.
Die Temperaturwechselbeständigkeit einer Keramik wird im allgemeinen verbessert, wenn ihre Bruchzähigkeit erhöht wird. In gewissen Grenzen kann die Temperaturwechselbeständigkeit auch durch Verbesserung der Festigkeit der Keramik erhöht werden, doch reicht die so erzielte Temperaturwechselbeständigkeit für viele Verwendungszwecke nicht aus, da bei scharfen Temperaturwechseln die örtlichen Wärmespannungen Werte erreichen, die in der Größenordnung der theoretischen Festigkeit liegen (~10 MN/m ). Solche Span-
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nungen können nur durch Energie absorbierende Prozesse aufgefangen werden. Ein Maß für die Fähigkeit eines Werkstoffs, Spitzenspannungen vor Beginn eines katastrophalen Risses abzubauen, also elastische Energie zu absorbieren, ist die Bruchzähigkeit K3- .
Es ist bekannt, daß die Bruchzähigkeit einer Keramik durch Einlagerung einer zweiten Phase erhöht werden kann, so wird z.B. die Bruchenergie eines Glases durch Einlagerung von Al20,-Kugeln (F. F. Lange, J. Amer. Ceram. Soc. jj>6 (9), 445 - 50 (1973)) erhöht, wofür die Wechselwirkung zwischen der Rißfront und der zweiten Phase verantwortlich gemacht wird (F. F. Lange, Phil. Mag. 22 (179), 983 (1970)). Die Energievernichtung erfolgt dabei durch Mechanismen wie Rißverzweigung, Rißabstumpfung, Verlängerung der Rißfront sowie plastische Verformung der eingelagerten Phase.
Bekannt ist auch die gute Temperaturwechselbeständigkeit "klappernder Steine", womit Ziegelsteine mit zum Teil zusammenhängenden Rissen bezeichnet v/erden, die beim Schütteln klappernde Geräusche von sich geben. Bei diesen Ziegelsteinen wird die Bruchenergie durch die Wechselwirkung der Rißfront mit den bereits vorhandenen Rissen als einer "zweiten Phase" erhöht. Die Steine besitzen jedoch eine äußerst geringe Festigkeit und sind deshalb für viele Verwendungszwecke ungeeignet.
Schließlich ist bekannt (D. J. Green et al, J. Amer. Ceram. Soc. J57, 135 (1974)), daß teilstabilisiertes Zirkoniumdioxid eine hohe Tenperaturwechselbeständigkeit besitzt. Unter teilstabilisiertem ZrOp wird dabei ZrOp verstanden, das nur zu 40 - 60 Vol.-96 mit CaO, Y2O3 oder MgO stabilisiert ist.
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Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Keramikformkörper der eingangs genannten Gattung zu schaffen, der gegenüber den bekannten Keramiken eine wesentlich größere Bruchzähigkeit und damit eine verbesserte Temperaturwechselbeständigkeit und Schlagzähigkeit, gleichzeitig aber eine im wesentlichen gleich hohe mechanische Festigkeit besitzt. Der Erfindung liegt ferner die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung solcher Keramikformkörper zu schaffen.
Diese Aufgabe wird gemäß der Erfindung dadurch gelöst, daß bei einem Keramikformkörper der eingangs genannten Gattung das keramische Einlagerungsmaterial bei der Brenntemperatur des Keramikformkörpers und bei Raumtemperatur in verschiedenen enantiotropen festen Modifikationen vorliegt, deren Dichten deutlich verschieden sind, und daß der Keramikformkörper von feinsten Mikrorissen in hoher Dichte durchsetzt ist.
Dadurch wird erreicht, daß dem Keramikformkörper von außen zugeführte Energie durch unterkritisches Wachstum der Mikrorisse absorbiert wird, ohne daß eine Schädigung eintritt. Die erfindungsgemäßen Keramikformkörper besitzen daher gegenüber gattungsgleichen bekannten Keramiken eine wesentlich erhöhte Bruchzähigkeit, Temperaturwechselbständigkeit und Schlagzähigkeit und gleichzeitig eine hohe mechanische Festigkeit.
Weiterbildungen der Erfindung bestehen darin, daß das keramische Einlagerungsmaterial einen kleineren Ausdehnungskoeffizienten besitzt als die keramische Matrix, darin, daß das keramische Einlagerungsmaterial aus unstabilisierten ZrOp-Teilchen besteht, darin, daß die keramische Matrix aus AIpO, besteht, darin, daß der ZrOp-Gehalt 8 bis 25 Vol.-% beträgt, und darin, daß die ZrC^-Teilchen in Form von Agglomeraten mit einer mittleren Agglomeratgröße von 2 bis 15.yum in der Matrix dispergiert sind.
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Dadurch, daß das keramische Einlagerungsmaterial einen kleineren Ausdehnungskoeffizienten besitzt als die keramische Matrix, wird erreicht, daß die in dem Formkörper beim Abkühlen durch die mit einer Volumenänderung verbundene Phasenumwandlung des Einlagerungsmaterials hervorgerufenen Spannungen, die zur Bildung feinster Mikrorisse führen, noch durch zusätzliche Spannungen verstärkt werden, die durch die Differenz der Ausdehnungskoeffizienten von Einlagerungsmaterial und keramischer Matrix entstehen. Besonders vorteilhaft ist die Vervrendung unstabilisierter ZrOp-Teilchen als keramisches Einlagerungsmaterial, da beim ZrO2 der Dichteunterschied zwischen der oberhalb der Urawandlungste^mperatur von etwa 11000C beständigen tetragonalen und der unterhalb von etwa 11000C beständigen monoklinen Modifikation besonders groß, die Phasenumwandlung also mit einer besonders großen Volumenänderung verbunden ist. Besonders vorteilhaft ist ferner die Kombination von unstabilisiertem ZrOp als Einlagerungsmaterial und AIpO^ als keramische Matrix, da diese die Vorteile der Verwendung von unstabilisierten ZrOp-Teilchen und diejenigen der Verwendung von Materialien unterschiedlicher Ausdehnungskoeffizienten in sich vereinigt, \ras zur Erzeugung extrem feiner Mikrorisse und zu einer hohen Rißdichte im Formkörper führt und damit die Bruchzähigkeit, die Temperaturwechselbeständigkeit und die Schlagzähigkeit des Formkörpers ganz bedeutend erhöht. Ferner erwiesen sich Keramikformkörper mit einem ZrOp-Gehalt von 8 bis 25 Vol.-%, und solche, die ZrOp-Teilchen in Form von Agglomeraten mit einer mittleren Agglomeratgröße von 2 bis 15^im enthielten, als für viele Vervrendungs zwecke besonders geeignet.
Die Lösung der Aufgabe besteht gemäß der Erfindung ferner darin, daß bei einem Verfahren der eingangs genannten Art als keramisches Einlagerungsmaterial ein bei der Brenntemperatur und bei Raumtemperatur in verschiedenen enantiotropen festen Modifikationen deutlich verschiedener Dichte vorliegendes Material
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verwendet und zusammen mit dem die Matrix bildenden Keramikmaterial nach dem Vermischen ggf. getrocknet wird und anschließend zu einem Formkörper gepreßt und bei einer Temperatur, die über der Phasenumwandlungstemperatur des keramischen Einlagerungsmaterials liegt, gesintert oder bei einer solchen Temperatur in einer Form heißgepreßt wird.
Dadurch wird erreicht, daß das keramische Einlagerungsmaterial besonders gleichmäßig in dem die Matrix bildenden Keraraikmaterial dispergiert wird, und daß die trockene Mischung in einem einfachen .Arbeitsgang geformt und gebrannt und dabei über die Phasenumwandlungstemperatur des keramischen Einlagerungsmaterials erhitzt wird.
Weiterbildungen des erfindungsgemäßen Verfahrens bestehen darin, daß als keramisches Einlagerungsmaterial ein Material verwendet wird, das einen kleineren Ausdehnungskoeffizienten besitzt als das die Matrix bildende Keramikmaterial, darin, daß als Einlagerungsmaterial unstabilisiertes ZrOp und als die Matrix bildendes Keramikmaterial AIpO^ verwendet wird, darin, daß das unstabilisierte ZrO2 in Form von Teilchen mit einer mittleren
Teilchengröße von 0,1 bis 6 /um und das AIpO^ in Form von Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von<5/um verwendet werden, ferner darin, daß das Vermischen in einer Kugelmühle mit inertem Mischmahl-Behälter und inerten Kugeln und unter Verwendung einer inerten Mischflüssigkeit durchgeführt wird und daß als Heißpreßform eine Graphitmatrix verwendet wird.
Besonders vorteilhaft ist schließlich die Verwendung eines erfindungsgemäßen Keramikformkörpers als "duktiles" Hochtercperatur-Gasturbinenelement.
Der Kern der Erfindung besteht, wie bereits angedeutet, darin, in einer keramischen Matrix durch während der Herstellung
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•J.
entstehende örtliche Spitzenspannungen kontrollierte Mikrorisse zu erzeugen.
Die Zugspannungen G. um ein kugeliges Teilchen mit dem Radius R sind nach J. Seising, J. Amer. Ceram. Soc. 44 (8) 419 (1961)* durch die Beziehung (1) gegeben:
C< (o( ytfO) - Ausdehnungskoeffizient der Matrix bzw. der
eingelagerten Phase
j^ = Poissonsche Zahl der Matrix bzw. der eingelager
ten Phase
E = Elastizitätsmodul der Matrix bzw. der eingela-
gerten Phase
T1 = Temperatur, unterhalb der Gefügespannungen nicht
mehr abgebaut werden können (^10000C)
T = Raumtemperatur
r = Abstand vom Teilchenmittelpunkt.
£ = lineare Ausdehnung aufgrund der Phasenum
wandlung
Obwohl die maximale Zugspannung unabhängig von der Teilchengröße ist, wurden Mikrorisse nur um größere und nicht um kleinere Teilchen beobachtet, es existiert also eine kritische Teilchengröße D , unterhalb der keine Risse mehr erzeugt vierden. Für die kritische Teilchengröße wurde die Beziehung (2) abgeleitet:
Dc> ~Q~2 (2)
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-r-
worin C eine Konstante für eine bestimmte Matrix-Teilchenkombination ist. Bei den meisten Materialkombinationen, bei denen der Ausdehnungskoeffizient der Matrix größer ist als der der zweiten Phase, müssen sehr große Teilchen verwendet xverden, damit das Rißbildungskriterium (2) erfüllt ist. Jedoch wird die kritische Pehlergröße dann durch Zusammenwirken der Mikrorisse mit den großen Teilchen so groß, daß die Festigkeit erheblich reduziert ist.
Es wurde nun gefunden, daß bei polymorphen
Stoffen, bei denen die Phasenumwandlung zweier fester Phasen mit einer beträchtlichen Volumänderung verbunden ist, schon sehr kleine Teilchen das Rißbildungskriterium (2) erfüllen. Die bei einer solchen Phasenumwandlung erzeugten Zugspannungen übertreffen bei weitem die aufgrund der Differenz der Ausdehnungskoeffizienten geschaffenen Spannungen. Mit kleinen Teilchen wird aber auch die kritische Pehlergröße niedrig gehalten, so daß sich für eine solche Materialkombination eine nur unwesentlich reduzierte Festigkeit ergibt.
Weiter wurde gefunden, daß unstabilisierte ZrOp-Teilchen zur Erzeugung sehr kleiner und gleichmäßig verteilter Mikrorisse besonders geeignet sind. Geeignet sind aber auch Hafniumdioxid-Teilchen (HfO2), Carbide und Nitride. Geeignete keramische Matrizen sind z.B.' Aluminiumoxid und Magnesiumoxid.
Die Erfindung wird anhand der Zeichnung und anhand von nur beispielhaft gewählten erfindungsgemäßen Keramikformkörpern erläutert, die aus einer AlpCU-Matrix und darin dispergierten ZrOp-Teilchen bestehen. Die Zeichnung zeigt ein Diagramm,
das für zwei verschiedene ZrOg-Korngrößen die Bruchzähigkeit KIc von daraus hergestellten Keramikformkörpern (Matrix: Al2O in Abhängigkeit ihrer stofflichen Zusammensetzung wiedergibt. Die Bruchzähigkeit K10 ist in MN/rrr5'2, die stoffliche Zusammen setzung in Vol.-$ ZrO2 angegeben. Die Zeichnung zeigt außerdem
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' AA.
ein Diagramm, das für eine ZrOg-Korngröße die Biegebruchfe-.stigkeit S der Formkörper ebenfalls in Abhängigkeit ihrer stofflichen Zusammensetzung, angegeben in MM/m ,wiedergibt. Die Bruchzähigkeitskurven sind ausgezogen, die Biegebruchfestigkeitskurve ist gestrichelt dargestellt. Mit "ZrOp-I" ist die Kurve gekennzeichnet, die die Bruchzähigkeit von Formkörpern wiedergibt, die unter Verwendung von unstabilisierten ZrOp-Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 0,j5/Um hergestellt vjurden, mit"ZrOp-Il" sind die Kurven gekennzeichnet, die die Bruchzähigkeit bzw. Biegebruchfestigkeit von Formkörpern wiedergeben, die unter Verwendung von unstabilisierten ZrOp-Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 1,25/um hergestellt wurden. Die KT -Kurven zeigen ein ausgeprägtes Maximum und fallen mit zunehmendem ZrOp-Gehalt scharf ab. Zunächst steigt der K1 -Faktor mit zunehmendem ZrOp-Gehalt, ausgehend vom Kj -Faktor des reinen Aluminiumoxids (= 0 Vol.-$ ZrOp), an, was dadurch erklärt wird, daß Bruchenergie absorbiert wird. Als Absoptionsmechanismen werden dabei Rißöffnung und unterkritisches Rißwachstum sowie Rißverzweigung angenommen. Die Mikrorißdichte nimmt mit der Erhöhung des ZrOp-Gehalts zu, womit auch die Zähigkeit ansteigt. Nach Durchlaufen des Maximums wird der ZrOp-Anteil so hoch, daß es zur Agglomeration von Teilchen und zur Vereinigung von Rissen zwischen den Teilchen kommt. Dies führt zur Erniedrigung der Bruchzähigkeit. Die günstigsten Ergebnisse wurden erzielt, wenn die ZrOp-Agglomeratgröße in den heißgepreßten Keramikformkörpern 2 bis 15/um
betrug. Eine solche Agglonieratgröße wurde erzielt, wenn die Ausgangsinaterialien 10 Minuten lang in der unten beschriebenen Weise untereinander vermischt wurden. Sehr kurze Mischzeiten führten dagegen zu großen Agglomeratgrößen, was wegen übermäßiger Rißbildung niedrige K1 -Werte verursachte. Längere Mischzeiten verursachten wegen zu kleiner Agglomeratgrößen eine Verlagerung des K1 -Maximums zu höheren ZrO2-Gehalten bei gleichzeitiger
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Erniedrigung des Maximums. Hieraus läßt sich entnehmen, daß die kritische Teilchengröße D in Gleichung (2) bei etwa 3/Um liegen muß. Die kritische Teilchengröße ist so gering, weil die Zugspannungen um die Zr0o-Teilchen in der A1QO,-Matrix Werte von 2000 MN/m annehmen können. Dieser Wert, der nach Gleichung (1) berechnet wurde, liegt fast eine Größenordnung über der Bruchfestigkeit von AIpCU.
Die hohen Zugspannungen entstehen bei der Abkühlung der bei Temperaturen von l400 bis 15000C hergestellten Formkörper, weil das ZrOn oberhalb von etwa 11000C in seiner tetragonalen Modifikation (Dichte bei 1250 C: ^ β, 1β g/cnr) vorliegt und bei Unters chreitungder Umwandlungs temperatur in die monokline Modifikation (Dichte: ^j 5,84 g/cnr5) übergeht, was mit einer erheblichen Volumexpansion verbunden ist. Die Zugspannungen führen dann zur Bildung der die Bruchzähigkeit der Formkörper erhöhenden Mlkrorisse.
Die Mikrorißdichte steigt mit zunehmender Belastung der Formkörper noch an, weil dabei durch Überlagerung der Spannungen noch zusätzliche Risse auch an solchen Teilchen entstehen, deren Teilchengröße unter der kritischen Teilchengröße D liegt.
Wie aus der Zeichnung zu entnehmen ist, liegt das K- -Maximum von unter Verwendung von ZrOp-Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 1,25/um hergestellten Formkörpern mit einem ZrOp-Gehalt von 15 Vol.-# bei 10 MN/m'' , was einer effektiven Bruchenergie von 125 J/m entspricht^ und ist damit fast doppelt so hoch wie der K-. -Wert reinen Aluminiumoxids. Bis zu einem ZrOp-Gehalt von 15 Vol.-J^ fällt die Biegebruchfestigkeit der Formkörper nur schwach ab. Dies bedeutet, daß die eingelagerten Teilchen und die Mikrorisse noch größtenteils isoliert sind. Höhere ZrOp-Anteile erhöhen dagegen aufgrund sich berührender
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Teilchen und der Vereinigung von Mikrorissen die kritische Fehlergröße.
Aufgrund der beschriebenen vorteilhaften Eigenschaften können die erfindungsgemäßen Keramikformkörper überall dort verwendet werden, wo es auf hohe Temperaturwechselbeständigkeit, hohe Bruchzähigkeit und Biegebruchfestigkeit ankommt. Besonders vorteilhaft ist ihre Verwendung als "duktile"' Keramik, insbesondere als Hochtemperatur-Gasturbinenelemente.
Weitere Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus den Beispielen im Zusammenhang mit der Zeichnung und den Ansprüchen.
Beispiel 1 (ZrO2-I)
17g unstabilisiertes ZrO2-PuIver (entspricht 10 Vol.-# ZrO2) mit einer mittleren Teilchengröße von 0,3/um (Fisher SSS) wurden mit 108g Al2C5 (mittlere Teilchengröße 0,5/um) 1P min. in einer Kugelmühle (Planetenmühle) naß vermischt. Als Mischflüssigkeit wurden 90 ml Äthanol verwendet. Der Mischbehälter bestand aus gesintertem Al2O., und war mit 100 AlgO^-Mahlkugeln mit einem Durchmesser von 5 mm angefüllt. Die Pulvermischungwurde anschließend getrocknet und granuliert und in Graphitmatrizen lh bei l400°C im Vakuum zu 35 mm 0-Scheiben heißgepreßt. Aus den Scheiben wurden Rechteckstäbe mit den Abmessungen 32x7x3*5 mm herausgetrennt und mit Borkarbid geläppt. Zur Messung der Bruchzähigkeit wurde ein 0,05 mm breiter und ca 2,5 mm tiefer Schnitt mit einer Diamantsäge eingebracht. Der K-J- -Faktor wurde im 3-Punkt-Biegeversuch mit einer Querhauptgeschwindigkeit von 0,1 mm/min ermittelt. Der Auflagenabstand betrug wie auch bei der Bestimmung der Biegebruehfestigkeit 28 mm. Es wurde eine Bruchzähigkeit von 8,8 MN/nr'
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und eine Biegebruchfestigkeit von 400 ± 30 MN/m ermittelt. Bruchflächen und gedünnte Proben wurden mit Hilfe von Raster und Durchstrahlungselektronenmikroskopie untersucht.
Beispiel 2 (ZrO2-Il)
42,8g unstabilisiertes ZrOp-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 1,25/um (Fisher SSS) wurden mit 170g AIpO, (Pisherdurchmesser 0,5 ,um) in einer Kugelmühle naß vermischt. Diese Mengen entsprechen einem Volumanteil von 15$ ZrOp. Im übrigen wurde wie in Beispiel 1 angegeben verfahren, jedoch mit folgenden Änderungen: 170 ml destilliertes Wasser, 40 Achatmahlkugeln mit einem Durchmesser von 10 mm, Mischdauer 60 Minuten, Heißpreßdauer 30 Minuten und Temperatur 1500°C. Die Bruchzähigkeit der so hergestellten Keramikformkörper betrug 9,8 m/n?'2 und die Biegebruchfestigkeit 480 ± 30 MN/m2.
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Claims (18)

Patentansprüche
1. Aus einer keramischen Matrix und mindestens einer darin "" dispergierten Phase aus keramischem Einlagerungsmaterial bestehender Keramikformkörper hoher Bruchzähigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß das keramische Einlagerungsmaterial bei der Brenntemperatur des Keramikformkörpers und bei Raumtemperatur in verschiedenen enantiotropen festen Modifikationen vorliegt, deren Dichten deutlich verschieden sind, und daß der Keramikformkörper von feinsten Mikrorissen in hoher Dichte durchsetzt ist.
2. Keramikformkörper nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das keramische Einlagerungsmaterial einen kleineren Ausdehnungskoeffizienten besitzt als die keramische Matrix.
3. Keramikformkörper nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Einlagerungsmaterial aus unstabilisierten ZrO2-Teilchen besteht.
4. Keramikformkörper nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die keramische Matrix aus AIpO^ besteht.
5. Keramikformkörper nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Matrix aus AIpCU und das Einlagerungsmaterial aus unstabilisierten Zr02-Teilchen bestehen.
6. Keramikformkörper nach Anspruch 5, gekennzeichnet durch einen ZrC^-Gehalt von 8-25
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7. Keramikformkörper nach einem der Ansprüche 3» 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, daß die ZrOp-Teilchen in Form von Agglomeraten mit einer mittleren Agglomeratgröße von 2 bis 15/um in der Matrix dispergiert sind.
8. Verfahren zur Herstellung eines Formkörpers nach einem der Ansprüche 1 bis 7, wobei ein eine Matrix bildendes Keramikmaterial und ein darin dispergierbares keramisches Einlagerungsmaterial miteinander vermischt werden und die Mischung geformt und gebrannt wird, dadurch gekennzeichnet, daß als keramisches Einlagerungsmaterial ein bei der Brenntemperatur und bei Raumtemperatur in verschiedenen enantiotropen festen Modifikationen deutlich verschiedener Dichte vorliegendes Material verwendet und zusammen mit dem die Matrix bildenden Keramikmaterial nach dem Vermischen ggf. getrocknet wird und anschließend zu einem Formkörper gepreßt und bei einer Temperatur, die über der Phasenumwandlungstemperatur des keramischen Einlagerungsmaterials liegt, gesintert oder bei einer solchen Temperatur in einer Form heißgepreßt wird.
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß als keramisches Einlagerungsmaterial unstabilisiertes verwendet wird.
10. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß als die Matrix bildendes Keramikmaterial AlpO·* verwendet wird.
11. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß als keramisches Einlagerungsmaterial ein Material verwendet wird, das einen kleineren Ausdehnungskoeffizienten
■ besitzt als das die Matrix bildende Keramikmaterial.
7098 19/1077
12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß als keramisches Einlagerungsmaterial unstabilisiertes
ZrO0 und als die Matrix bildendes Keramikmaterial Al0O-; 2 2 $
verwendet werden.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 Ms 12, dadurch gekennzeichnet, daß das keramische Einlagerungsmaterial in solcher Menge eingesetzt wird, daß der Formkörper zu 8 bis 25 Vol.-% daraus besteht.
14. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß das unstabilisierte ZrO2 in Form von Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von 0,1 bis 6/um und das p^ in Form von Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße von <5/um verwendet v/erden.
15« Verfahren nach einem der Ansprüche 9, 12 oder 14, dadurch gekennzeichnet, daß die Mischung bei einer Temperatur von 1400 - 15OO°C heißgepreßt wird.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß das Vermischen in einer Kugelmühle mit inertem Mischmahl-Behälter und inerten Kugeln und unter Verwendung einer inerten Mischflüssigkeit durchgeführt wird.
17. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 16, dadurch gekennzeichnet, daß als Heißpreß-Form eine Graphitmatrix verwendet wird.
18. Verwendung eines Keramikformkörpers nach einem der Ansprüche 1 bis 7 als "duktiles" Hochtemperatur-Gasturbinenelement.
7098 1 9/1077
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