由以Y2O3稳定化的氧化锆制成的陶瓷烧结成型体和由以Y2O3稳定化的氧化锆制成的陶瓷烧结成型体的制造方法与流程

本发明涉及一种由以Y₂O₃稳定化的氧化锆制成的陶瓷烧结成型体和由以Y₂O₃稳定化的氧化锆制成的陶瓷烧结成型体的制造方法，如其一般性地由等人(2003,Journal of Materials Research18,2415-2426)的公开文献所公知的那样。

背景技术：

氧化锆(ZrO₂)是一种陶瓷，其例如作为耐火陶瓷、作为技术陶瓷使用并且使用在修复学中。氧化锆的晶体结构参考对晶体学领域常见通常采用的晶系分类。这些晶系例如在Hahn,T.(1983:International Table for Christallography,Reidel,Dordrecht)下列出。

四方稳定氧化锆(以下简称为TZP)属于市场上最坚固的高性能陶瓷。TZP陶瓷例如用在机械制造中，用作生物陶瓷，并且用于家居用品。

为了稳定四方相，以微小的浓度掺杂特定的金属氧化物，譬如Y₂O₃(氧化钇)、CaO(氧化钙)、MgO(氧化镁)或CeO₂(氧化铈)。最高强度通过掺杂3摩尔％Y₂O₃的氧化锆实现。因此其还被称作3Y-TZP。四方相在这种材料中是亚稳定的，也就是说，其不是热力学稳定的，但是其中，转变到单斜晶相是动力学上受抑制的。在室温下，在没有外部影响的情况下，这种相变在有限时间内不会发生。

3Y-TZP的强度和其他Y-TZP的强度归因于所谓的相变增韧。在此，在机械应力的作用下，四方相在发生材料断裂之前转变为单斜晶 相。在此，消耗了断裂能量并且在材料中诱发了压应力。这些压应力可以抵抗进一步的裂纹扩展。因此，材料的强度取决于四方相的热力学不稳定性，或者导致相变的参数。

然而，四方相的不稳定性不只是对材料性能起积极作用。在潮湿环境下，例如在水中或者在带有饱和水蒸气的空气中，在<100℃的情况下就已经自发地发生相变。在这种情况下，四方相自发地转变为单斜晶相。这种过程被称为“水热老化”或者称为“老化(aging)”或“低温降解(low temperature degradation)”。在此，水热老化取决于温度以及水分子在环境气氛中的浓度。

水热老化总是在材料的表面上开始，并且以相对恒定的速度前进到材料的体积中。首先，近表面区域受到侵入，据此提高了粗糙度并且降低了材料硬度。特别地，在带有抛光表面的构件的情况下或者在磨损对的情况下，通过水热老化导致巨大的经济损失。明显地降低了这些构件的使用寿命。对于带有高的体积/表面积比例的构件，水热老化对构件强度没有明显作用，然而特别是对于构件表面满足特殊功能的构件，会造成灾难性的故障。

在由3Y-TZP制成的牙齿修复物中，由于美学原因，材料的半透明性起着重要的作用。因此，力求制造不仅带有高半透明性而且带有高的水热耐抗性的、由3Y-TZP制成的例如冠架或桥架。在过去，这些要求只能有限地彼此统一。

在过去十年中，为了提高3Y-TZP的水热稳定性做出了很大的努力。这在原则上可以通过提高材料的稳定剂含量、使稳定剂在材料基质中均匀分布、通过减小粒径以及通过加入≥0.25重量％的Al₂O₃实现。在此，稳定剂含量的增加导致机械特性的劣化。根据制造商说明，加入Al₂O₃导致了水热稳定性的提高，然而据此，由于散射现象大幅降低了陶瓷的半透明性。

已知的是，当粒径处于临界值以下时，可以稳定四方相。给出的临界粒径为：360nm(等人，2003)、370nm(Chen等人，1989:Journal of Materials Science 24(2):453-456)、400nm(Tsukuma等人，1984:Science and technology of zirconia11:382-390)。其他作者报道了：由他们制备的带有200nm粒径的TZP是对于老化不稳定的(Kern等人，2011，Journal of Ceramic Science and Technology 2(3):147–154)。

通过Suárez等人的公开文献(2009，Science and Technology of Advanced Materials10(2):25004)，公知了带有约100nm的平均粒径的烧结成型体，其仅存在于四方相中并且由带有65nm的颗粒尺寸的纳米粉末制造而成。

根据欧盟委员会在2011年10月18日的规定，纳米材料为带有小于100nm的颗粒尺寸的材料(例如纳米颗粒、纳米板或纳米纤维)。

由文献WO2010/061196A2公知了，由带有65nm的纳米粉末颗粒尺寸的商业化纳米粉末制备对于老化稳定的3Y-TZP。

该公知方法的缺点是，使用了昂贵的纳米粉末，从而不能实现：成本低廉地制造低于老化稳定的烧结成型体。

由Suarez等人的公开文献(Suarez等人,2010,Journal of Nanoscience and Nanotechnology 10:6634-6640；以及Suarez等人,2009,Science and Technology of advanced Materials 10,doi(分类号):10/1088/1468-6996/10/2/025004)，公知了50μm尺寸的研磨体的一种用途，以便再次溶解纳米粉末团聚体。这些团聚体在较长时间地存储纳米粉末时产生。纳米粉末的这种形成团聚体的倾向是在其使用中的另一缺陷。

在Y-TZP的情况下，通过四方氧化锆的双折射强烈地降低了可见光 的透射率。根据Klimke等人(2011:Journal of the American Ceramic Society94(6),1850-1858)，通过把粒径减小到150nm可以测得在550nm的波长下的约7％的理论在线透射率。在这种波长下，人眼拥有最高的敏感度。

等人证明，能通过商业化的亚微米级粉末实现对于老化稳定的3Y-TZP陶瓷，其带有320nm的平均粒径以及1400MPa的3点抗弯强度。

技术实现要素：

本发明的任务在于，提供一种对于老化稳定的烧结成型体。此外本发明的任务在于，提供一种相对现有技术成本低廉并且过程有效地制造对于老化稳定的烧结成型体的可能性。

这个任务通过含有以Y₂O₃稳定化的氧化锆的、带有为至少99％理论烧结密度的烧结密度的陶瓷烧结成型体解决。根据本发明的烧结成型体的特征在于：

-烧结成型体具有<180nm的平均粒径；

-烧结成型体的氧化锆份额至少98质量％由四方相和立方相组成；并且

-在134℃和2bar在水蒸气气氛中经过120小时后，烧结成型体具有小于3质量％的单斜晶份额。烧结成型体优选具有在150nm与170nm之间的粒径。

在烧结成型体的另一实施方案中，该烧结成型体含有2-15质量％的未经稳定化的氧化锆。未经稳定化的氧化锆优选存在于四方相中。通过未经稳定化的氧化锆部分取代3摩尔％的Y₂O₃稳定化的氧化锆，使在氧化锆相中的有效稳定剂含量下降，这可以导致强度和断裂韧性的提高。

烧结成型体的氧化锆份额75-95质量％存在于四方相中，5-25质 量％存在于立方相中。可以存在<2质量％的单斜晶氧化锆份额。该氧化锆份额包括以Y₂O₃稳定化的氧化锆以及未经稳定化的氧化锆。相组成可以借助Rietveld精修由X射线衍射数据确定。

于是当在550nm的波长以及0.5mm的烧结成型体的材料厚度的情况下光学透射率为至少7％时，给出了根据本发明的、针对烧结成型体的特殊应用(例如针对牙科的种植体和基台)的另一有利实施方案。在此，光学透射率针对550nm的波长简化性地给出，在该波长下，眼睛拥有在日光下的最大敏感度。

可行的是，烧结成型体含有0.2-20质量％的α-Al₂O₃。

根据本发明的烧结成型体可以是热等静压的。在烧结成型体的一种实施方案中，该烧结成型体是热等静压的并且具有>6.04g/cm³的烧结密度。

烧结成型体具有至少1000MPa的4点抗弯强度。4点抗弯强度根据DIN EN843-1求得。在此，由100％的3Y-TZP构成的密实的烧结成型体具有>1000MPa的4点抗弯强度，以及根据DIN EN843-4大于13GPa的HV0.1显微硬度。由90％的3Y-TZP和10％的α-Al₂O₃制成的烧结成型体实现了约1700MPa的强度，以及>18GPa的HV0.1显微硬度。

此外，这个任务通过含有以Y₂O₃稳定化的氧化锆的陶瓷烧结成型体的制造方法解决，该方法包括以下步骤：

-分散带有至少65质量％份额的以Y₂O₃稳定化的氧化锆的亚微米级粉末；

-借助具有小于或等于100μm直径的研磨体把已分散的亚微米级粉末粉碎到小于0.42μm的颗粒尺寸/粒径d₉₅；

-使粉碎的亚微米级粉末分散体成型为体；并且

-把体烧结成烧结成型体。

亚微米级粉末可以含有其他物质。因此，在根据本发明的方法的另一实施方案中，例如可以含有0.2-20质量％的α-Al₂O₃或者未经稳定化的氧化锆或者这些物质的混合物。

已分散的亚微米级粉末的粉碎优选在搅拌球磨机中借助带有小于或等于100μm直径的研磨体进行。制造过程包含：粉末优选在借助直至70质量％固体份额的适当的稳定剂的情况下在水中分散。亚微米级粉末优选被粉碎成0.250与0.420μm之间的颗粒尺寸d₉₅(借助沉淀分析法测量)。据此，保障了有效的方法指导。

粉末的分散还可以在其他溶剂或溶剂混合物中、以及在使用至少一种分散剂的情况下进行。

通过粉碎，还基本上在亚微米级粉末中消除了团聚体和聚集体。通过分散在水相中的颗粒，形成了稳定的浆料，其能在多日内进行处理。

现代仪表化搅拌球磨机提供了以下可能性：跟踪在研磨过程中的能量输入，并且因此取决于固体质量地获得能再现的研磨结果。现代分离系统允许使用100μm以下直径的超微研磨体。通过该超微研磨体可以实现，在弱团聚的原材料的情况下，在浆料中实现了小的颗粒尺寸和非常窄的颗粒尺寸分布。磨机的吞吐量可以为每小时80kg直至150kg固体，并且因此处于能在工业上采用的数量级上。

待分散的亚微米级粉末优选具有小于20m²/g的比表面积。

分散体成型为体优选借助注浆成型(Schlickerguss)进行。成型借助注浆成型在石膏模中实现。成型的成型体的坯密度为>60％理论烧 结密度，而不发生坯体的等静压。

同样可以借助压制粒料(等静压、单轴)实现成型。

在1200℃与1350℃之间的烧结温度、优选在1250℃与1300℃之间的烧结温度进行：把体烧结成烧结成型体。粉末的烧结活性在粉碎之后如此之高，以至于坯体可以在相对较低的烧结温度下烧结，并且之后实现为至少95％理论烧结密度的烧结密度。

在根据本发明的方法的另一实施方案中，烧结成型体在1200℃与1350℃之间的温度、优选在1250℃与1330℃之间的温度进行热等静压再压缩。实现了为至少99.0％理论烧结密度的烧结密度。理论密度的计算在假设3Y-TZP的6.1g/cm³的密度和α-Al₂O₃的3.98/cm³的密度的情况下进行。

如此制造的烧结成型体具有<180nm的粒径、优选具有在150nm与170nm之间的粒径，并且在134℃在2bar的情况下暴露在水蒸气气氛中120小时之后不表现出水热老化。通过根据本发明的方法制造的烧结成型体的微观结构特性起如下作用：如此制造的烧结成型体对于水热侵入拥有高的抗老化稳定性。单斜晶相的份额在暴露120小时之后处在小于3质量％、而优选处在小于2质量％。

由100％的3Y-TZP制成的密实的烧结成型体具有>1000MPa的4点抗弯强度，以及>13GPa的HV0.1显微硬度。由90％的3Y-TZP和10％的α-Al₂O₃制成的烧结成型体实现了约1700MPa的强度，以及>18GPa的HV0.1显微硬度。

根据本发明的材料和方法的优点在于，结合借助超微研磨体的最优化的粉碎过程使用了商业化的亚微米级粉末。据此，聚集体和团聚体被理想地粉碎使颗粒分散到高度浓集的浆料中，该浆料适用于借助 注浆成型的成型。微细颗粒存在于非常窄的分布中，这是高烧结活性以及微细并非常均匀的微观结构的基础。

根据本发明的方法允许了在由以Y₂O₃稳定化的氧化锆制造陶瓷烧结成型体时的高程度的经济效益。亚微米级粉末的低廉的原材料价格为此做出了贡献。借助搅拌球磨机的制备过程是具有规模扩大能力的，并且可以由实验室规模转化为工业规格。

根据本发明的烧结成型体的材料特性可以例如借助材料样品理解。在此，可以检验化学和晶体组成、粒径、烧结密度和材料强度。通过借助扫描电子显微镜的微结构分析，检测了粒径和连续或分散相的类型。化学分析给出了关于在烧结成型体的材料中存在哪些元素的信息。借助X射线相分析和随后的Rietveld精修可以定量检验烧结成型体的晶体组成和水热耐抗性。用于避免水热老化的四方相稳定化还导致，抑制了相变增韧。由此造成，对于由纳米粉末制造的超微粒度的Y-TZP陶瓷，与由亚微米粒度陶瓷比较强度降低。

根据本发明的烧结成型体应用在以下情况：其中，常规Y-TZP由于其水热老化倾向仅能非常受限地得到采用。这特别是涉及譬如用于人工关节的植入体以及牙种植体的医学应用。此外，还存在针对内燃机中的阀门和喷嘴以及催化剂载体的应用可能。通过这种材料同样可以实现用于化学侵蚀性物质以及用于在升高的温度下输送介质的泵的衬套。特别地，这种材料由于其良好的表面可加工性以及水热耐受性适用于混合电池中的机械密封。借助根据本发明的方法制造的烧结成型体以及根据本发明的烧结成型体可以分别用作植入体的坯体。在此，原则上还可能的是，烧结成型体无需进一步加工地用作植入体。该烧结成型体可以用于牙科的冠架或桥架。在设备制造和机械制造领域中，烧结成型体可以用作泵中的构件、例如用于泵衬套，或者用作涡轮机中的构件，其中，该构件能够至少区域性地与水蒸气发生接触。还可以实现，烧结成型体用作内燃机中的构件，其中，该构件能够至少通 过其表面区域与液体燃料、溶剂、溶剂混合物、水、水蒸气或者它们的混合物、蒸汽和气溶胶发生接触。烧结成型体在有助于水热老化的情况下得到采用的其他的用途是有利的。

附图说明

以下参考实施例、附图和表格详细阐述本发明。在附图中，

图1示出第一个表格，其内容为经检验的烧结体的组成和研磨参数；

图2示出颗粒尺寸d₅₀和d₉₅，其在按照根据本发明的方法研磨亚微米级粉末之后在浆料中测得；

图3示出成型试样体的烧结曲线，其带有HIP温度(箭头)信息以在HIP(热等静压)之后的相对密度(以灰色填充的符号)；

图4示出常规的(第一子图、试样Z-1)和根据本发明的烧结体(第二和第三子图、试样Z-2或ZA-10)的FESEM照片；

图5示出烧结体的粒径；

图6示出烧结体的抗老化稳定性，其通过加速老化试验在高压釜中在134℃和2bar的情况下在水蒸气中求得；

图7示出第二个表格，其内容为经检验的烧结体的结构特性；

图8示出第三个表格，其内容为经检验的烧结体在借助HIP加工后的机械特性；

图9示出检验的烧结体的4点抗弯强度和威布尔模数。

具体实施方式

示例1：在搅拌设备中放入270ml水并且加入适当的分散剂。接着搅拌加入500g带有6m²/g的比表面积的3Y-TZP。把浆料置入搅拌球磨机中。磨机通过带有100μm直径的研磨球填充到85％。浆料在3500U/min的情况下研磨2小时(这相当于11m/s的外周速度)，直至存在具有以下特征的颗粒尺寸分布，即，d₉₅值为<0.42μm并且d₅₀值为<0.3μm。

对于这种固体量，研磨持续时间为大约2小时。浆料在石膏模中成型，这些石膏模已经在其规格上考虑了收缩加工余量。使用寿命通过构件的尺寸确定。坯体在50℃在空气中干燥，并且随后在1250℃烧结2小时。经烧结的成型体具有约95％的理论密度。成型体随后在1250℃进行热等静压，并且最终具有6.07g/cm³的密度。这相当于99.5％的理论密度。

平均粒径借助截线法根据DIN EN623-3确定，并且对于该材料为160nm。强度为1063MPa并且显微硬度为18GPa。烧结成型体在134℃在水蒸气气氛中老化120小时。单斜晶份额在老化后借助XRD(X射线衍射)确定。试样具有在0.5％与3％之间的单斜晶相含量。

示例2：在搅拌设备中放入270ml水并且加入适当的分散剂。接着搅拌加入450g带有6m²/g的比表面积的3Y-TZP粉末以及50g带有12m²/g的比表面积的α-Al₂O₃粉末。把浆料置入搅拌球磨机中。

磨机通过带有100μm直径的研磨球填充到85％。浆料在3500U/min的情况下研磨2小时(这相当于11m/s的外周速度)，直至存在具有以下特征的颗粒尺寸分布，即，d₉₅值为<0.42μm并且d₅₀值为<0.30μm。浆料在石膏模中成型，这些石膏模已经在其规格上考虑了收缩加工余量。使用寿命通过构件的尺寸确定。坯体在150℃在空气中干燥，并且随后在1300℃下烧结2小时。已烧结的成型体具有约95％的理论密度。成型体随后在1300℃进行热等静压，并且最终具有5.76g/cm³的密度。这相当于99.5％的理论密度(5.79g/cm³)。

平均粒径借助截线法根据DIN EN623-3确定，并且对于该材料为143nm。强度为1700MP_a。烧结成型体在134℃在水蒸气气氛中老化120小时。单斜晶份额在老化后借助XRD确定。试样具有在0％与1％之间的单斜晶相含量。

示例3：制备两批3Y-TZP和一批ATZ(90重量％的3Y-TZP/10％重量的Al₂O₃)。作为原材料，使用带有70nm颗粒尺寸的TZ3Y-SE(Tosoh，日本)和带有100nm颗粒尺寸的TM-DAR(Taimei Chemicals，日本)。粉末在使用0.5％的聚丙烯酸铵(Zschimmer und Schwarz，德国)的情况下分散到水中，并且随后在搅拌球磨机(Mini Cer，Netzsch FMT，德国)中在使用不同的研磨球直径的情况下研磨并分散。在表1中列出了组成和研磨参数。

在浆料中的颗粒尺寸分布通过超细颗粒分析仪(UPA，Microtrac，美国)进行分析。借助在石膏模中的注浆成型进行：成型为带有3×20×30mm规格的片。随后制出烧结曲线，并且由此导出HIP温度。经HIP处理的试样体的密度通过阿基米德法确定。片的表面通过金刚石研磨膏抛光。表面粗糙度R_a处在8.5与16nm之间。微观结构通过FESEM(Zeiss Ultra55+；Carl Zeiss NTS，德国)检验。平均粒径通过截线法求得。

试样在高压釜中在134℃和2bar的情况下在水蒸气中老化直至200h。经老化的试样的相组成借助XRD(D8Advance，Bruker，德国)测量，并且通过Rietveld精修(AutoQuan，GE-Sensing Technology，阿伦斯堡，德国)来定量。

4点抗弯强度根据DIN EN843-1在2×2.5×25mm尺寸的弯曲棒上进行。测试15个弯曲棒，随后求得平均抗弯强度σ₀和威布尔模数m。

试样Z-1通过标准程序预加工，并且试样Z-2和ZA-10以优化的过程制备(表1)。虽然在批次Z-2和ZA-10中，研磨能量比在批次Z-1中大8倍，但是在浆料中可以测得更小的颗粒尺寸，这在图1中示出。

通过优化的预加工，可以明显减小d₉₅值，并且进而在浆料中减小 颗粒尺寸分布。由此造成烧结活性的显著提升，这能参照图2中的烧结曲线明确得出。

试样体Z-1在1450℃没有随后的HIP地烧结。试样体Z-2和ZA-10分别在1250℃和1300℃烧结，并且在同样的温度下进行HIP处理。所有试样的相对密度都处于理论密度的99.5％以上，理论密度针对3Y-TZP为6.1g/cm³并且针对ATZ90/10为5.79g/cm³。经烧结或经HIP处理的试样体的微结构在图2中示出。

在图2中，能清晰辨识经优化的预加工的效果。通过经优化的制备以及与此相关的烧结活性提高可以明显减小粒径。在图3中示出了烧结体的粒径。

在密实烧结的陶瓷中的粒径，与在浆料中的颗粒尺寸分布的d₉₅值成比例(对照图1)。相应地，与在浆料中的颗粒尺寸分布是用于超微粒度的微观结构的优化的关键值。

陶瓷的抗老化稳定性在高压釜中以加速老化试验测试。在图4中示出了单斜晶相在试样中的含量，其取决于在134℃下在水蒸气中的老化时间。

试样Z-1在短暂的老化时间之后表现出单斜晶相的非常突然的提升。试样Z-2和Z-10在试验时间中没有表现出单斜晶相的提升。相应地，这些陶瓷可以被称为对于老化稳定的。据猜测，四方相通过微小的粒径的稳定化为其原因。这还可能作用于超微粒度的3Y-TZP陶瓷的强度特性。

在图5中示出3Y-TZP陶瓷和ATZ陶瓷的4点抗弯强度和威布尔模数。

Z-2陶瓷的强度相对于Z-1陶瓷降低。据猜测，该效应同样归因于四方相的稳定化，据此，像抑制水热诱导的相变那样抑制相变增韧。

与之相反，ATZ陶瓷ZA-10具有非常高的、1700MPa的强度以及14.3的威布尔模数。给Y-TZP加入Al₂O₃抵消了小粒径的负面影响，并且甚至导致了与以传统方法制造的3Y-TZP陶瓷相比更高的强度。据猜测，晶粒由于热错配(mismatch)导致的机械应变为其原因。在烧结之后进行冷却的情况下，围绕Al₂O₃晶粒在Y-TZP基质中形成局部的环拉应力，据此，局部提高了相变的驱动力并且可以导致陶瓷的更高强度。

这导致高强度的对于老化稳定的分散体陶瓷，其优异地适用于用作生物惰性的植入材料。

在图1中给出了表格，由该表格列出了用作根据本发明的方法的初始原料的亚微米级粉末、该亚微米级粉末的组成以及用于粉碎各自的亚微米级粉末的研磨体(研磨球)的直径。

图2示出了在研磨之后在浆料中含有的并测得的颗粒尺寸(d₅₀和d₉₀标准示值)。颗粒的这些尺寸分布通过使用500μm的研磨体(试样Z-1)或100μm的研磨体(试样Z-2和ZA-10)实现。

在图3中示出由像上述那样经研磨的亚微米级粉末的成型的试样体的得出的烧结曲线。获得的烧结体的相对密度以百分比(相对密度[％])给出，并且关于以℃表示的烧结温度地绘出(烧结温度[℃])。示出了热等静压(箭头)的温度以及由此实现的相对密度(以灰色填充的符号)。

图4示出试样Z-1(最上方的子图)、Z-2(中间的子图)和ZA-10(下方的子图)的含有的烧结体的微观结构的FESEM照片。亮的晶粒 为锆，暗的晶粒为铝。

图5给出了获得的烧结成型体的粒径。借助100μm直径的研磨球粉碎的亚微米级粉末的粒径大幅低于通过500μm直径的研磨球粉碎的亚微米级粉末的粒径。粒径(粒径[μm])μm关于试样(试样名称)地绘出。

在图6中，以重量％表示的单斜晶相的份额(单斜晶相含量[重量％])关于时间(老化时间[h])地绘出。烧结成型体在2bar的压力和水蒸气下在134℃下测试。能明显辨识，烧结体Z-2和ZA-10在远超120小时(至少直至192小时)的情况下没有发生单斜晶相份额的增加。这意味着，烧结成型体Z-2和ZA-10在至少192小时中在水蒸气气氛下是对于老化稳定的。相反，Z1表现出：单斜晶相份额的大规模且急剧地上升到超过60质量％，并且是对于水热老化不稳定的。

图7示出了第二个表格，其中列出了密实的烧结成型体的材料组成。误差作为三次标准偏差给出(根据Rietveld程序)。

在图8中示出了第三个表格，其中列出了烧结成型体在借助HIP的处理之后的机械特性。这些特性为：抗弯强度(Bending Strength)、威布尔模数(Weibull Modulus m)，HV0.1显微硬度(Microhardness HV0.1)、HV10显微硬度(Microhardness HV10)、根据SEVNB的断裂强度(Fracture Toughness(SEVNB))，根据Anstis的断裂强度(Fracture Toughness(Anstis))、根据Niihara的断裂强度(Fracture Toughness(Niihara))以及m-ZrO₂在断裂表面上的可转换性(Transformability(m-ZrO₂在断裂表面上))。

最后图9示出了烧结成型体Z-1、Z-2和ZA-10的4点抗弯强度(4-Point Bending Strength [Mpa])以及分别所述的威布尔模数(在各自的柱体上的方框内给出)。