PL - PTCer

MATERIA£Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 63, 2, (2011), 439-443
www.ptcer.pl/mccm
Preparatyka i waciwoci kompozytu
Al2O3-10 % obj. YAG (Y3Al5O12)
RADOSAW LACH, KRZYSZTOF HABERKO
Akademia Górniczo-Hutnicza, Wydzia Inynierii Materiaowej i Ceramiki, Katedra Ceramiki Specjalnej
al. Mickiewicza 30, 30-059 Kraków
e-mail: [email protected]
Streszczenie
Opracowano metod preparatyki kompozytu ziarnistego w ukadzie Al2O3-10 % obj. granatu itrowo-glinowego (YAG). Zawiesin ziaren
D-Al2O3 z dodatkiem azotanu itru traktowano roztworem wglanu amonu. W wyniku tego doszo do wytrcenia prekursora tlenku itru. Po
odltrowaniu zawiesin poddano praeniu w temperaturze 600°C otrzymujc w wyniku jednorodn mieszanin ziaren tlenku glinu i tlenku
itru. Spiekanie wyprasek z proszku przygotowanego w ten sposób pozwolio uzyska materia kompozytowy skadajcy si z osnowy Al2O3
i równomiernie rozoonych wtrce YAG. Zmierzono twardo, odporno na pkanie, wytrzymao i modu Younga kompozytu i spieku
czystego tlenku glinu. Kompozyt wykazuje wysz odporno na pkanie i twardo ni spiek czystego tlenku glinu.
Sowa kluczowe: Al2O3, YAG, kompozyt, waciwoci mechaniczne, mikrostruktura nalna
PREPARATION AND PROPERTIES OF THE Al2O3-10 vol.% YAG (Y3Al5O12) COMPOSITE
A preparation technique of particulate composite materials in the alumina/YAG system was elaborated. Within the alumina particles
suspension, yttria precursor was precipitated with ammonium carbonate. Drying and calcination at 600°C resulted in a mixture of alumina
and yttria particles, the latter being much ner than the alumina particles. This mixture was additionally homogenized by short attrition milling in an aqueous suspension. Sintering of such powders results in the materials composed of YAG inclusions of sizes smaller than shown
by the alumina grains and evenly distributed within the matrix. The YAG particles result from the reaction of Y2O3 with Al2O3 during heat
treatment. Hardness, fracture toughness, strength and Young modulus of the composites and pure alumina polycrystal were measured.
The composites show fracture toughness and hardness essentially higher than the one observed in pure alumina polycrystals.
Keywords: Al2O3, YAG, Composite, Mechanical properties, Microstructure - nal
1. Wprowadzenie
Tlenek glinu jest jednym z najczciej stosowanych tworzyw ceramiki konstrukcyjnej. Jednak niezbyt wysoka odporno na pkanie tego materiau ogranicza jego zastosowanie. Cecha ta, jak równie inne waciwoci tego materiau
mog by poprawione poprzez wprowadzenie do osnowy
Al2O3 wtrce innej fazy. Powszechnie znanym przykadem
s spieki Al2O3 z dodatkiem ZrO2 [1]. Granat itrowo-glinowy
Y3Al5O12 (YAG) stanowi alternatywn faz wtrce. W ukadzie Al2O3-Y2O3, oprócz wspomnianego granatu i skrajnych
faz, wystpuj jeszcze dwa zwizki: YAlO3 i Y4Al2O9. Najwysz jednak zawarto glinu wykazuje YAG. Dlatego nalnym produktem reakcji pomidzy Y2O3 i Al2O3 w przypadku nadmiarowego stenia tlenku glinu powinien by YAG.
Wniosek ten potwierdza diagram fazowy omawianego ukadu w czci bogatej w Al2O3 [2, 3].
W kilku artykuach opisano kompozyty Al2O3/YAG otrzymane drog krystalizacji stopu eutektycznego [4-11]. Cech
charakterystyczn tej techniki jest zastosowanie bardzo wysokich temperatur koniecznych do przeprowadzenia w stan
stopu mieszaniny surowców. Zwizane z tym trudnoci tech-
niczne sprawiaj, e omawiane kompozyty próbowano otrzymywa równie metod spiekania odpowiednich proszków.
Preparowano je m.in. poprzez wspóstrcenie amoniakiem
odpowiednich wodorotlenków z wodnych roztworów azotanów itru i glinu [12, 13] lub chlorków [14]. Praenie wspóstrconych prekursorów dawao, odpowiednio, proszki o zawartoci YAG 25, 5 i 50 % obj. Proszki takie zagszczano
poprzez izostatyczne prasowanie na gorco [12, 13], a take drog bezcinieniowego spiekania [14]. Naley równie
wspomnie o pracach, w których metod zol-el preparowano wókna Al2O3/YAG [15, 16]. W tych przypadkach prekursorami byy alkoholany lub odpowiednie chlorki.
Inna grupa bada nad otrzymywaniem kompozytów
Al2O3/YAG polegaa na zastosowaniu mieszanin tlenków glinu i itru [17, 18] lub prekursorów tlenku itru w postaci azotanu
[19], chlorku [20], a take alkoholanów itru [21, 22]. Naley
w tym miejscu wspomnie o pracy powiconej otrzymywaniu kompozytu w ukadzie potrójnym Al2O3-Y2O3-ZrO2 [23].
Celem bada, które przedstawiamy poniej byo opracowanie metody otrzymywania kompozytu o skadzie 90 %
obj. Al2O3 i 10 % obj. YAG. Tworzywo to charakteryzowano
pod wzgldem zagszczenia, odpornoci na pkanie, mo-
439
R. LACH, K. HABERKO
duu sprystoci i wytrzymaoci w warunkach dwuosiowego zginania.
2. Cz dowiadczalna
Zastosowano tlenek glinu TM-DAR rmy Taimei Chemicals Co., Ltd. (Japonia) oraz tlenek itru. Poziom zanieczyszcze tego ostatniego w przeliczeniu na tlenki nie przekracza 0,11 %. Tlenek itru rozpuszczono w kwasie azotowym
o czystoci analitycznej otrzymujc tym sposobem roztwór
Y(NO3)3, który wprowadzono do zawiesiny proszku Al2O3
o steniu 50 % obj. W przeliczeniu na YAG udzia azotanu
itru w stosunku do Al2O3 wynosi 10 % obj. Do opisanej zawiesiny podczas intensywnego jej mieszania wprowadzano wglan amonu a do uzyskania w zawiesinie pH = 8,5.
W tych warunkach itr zawarty w roztworze przechodzi w nierozpuszczalny w wodzie zwizek. Zawiesin nastpnie wysuszono w temperaturze 100°C i wypraono w temperaturze 600°C, otrzymujc jednorodna mieszanin Al2O3 i Y2O3.
W warunkach praenia dochodzi do utworzenia do wytrzymaych mechanicznie aglomeratów. Ich zniszczenie uzyskano poprzez krótkotrwae (30 min.) rozdrabnianie w mynie
mieszadowym wypraonego proszku. Proces prowadzono
w rodowisku wody zalkalizowanej do pH = 8. Z naszych
wczeniejszych bada wynika bowiem, e w takich warunkach nie dochodzi do zanieczyszczenia ukadu materiaem
mielników, a ponadto uzyskuje si dobr jednorodno mieszaniny wyjciowych tlenków [24, 25]. Stosunek masy mielników (TZP TOSOCH; rednica 2 mm) do mielonego materiau wynosi 1:20. Wysuszone proszki oddzielono od mielników posugujc si sitem perlonowym. Z uzyskanych w ten
sposób proszków uformowano drog jednoosiowego prasowania pod cinieniem 50 MPa cylindryczne próbki o rednicy 25 mm i gruboci 2,5 – 3 mm. Nastpnie próbki te doprasowano izostatycznie pod cinieniem 300 MPa i spieczono w atmosferze powietrza w temperaturach 1400, 1500
i 1600°C przez 2 h stosujc szybko wzrostu temperatury
wynoszcy 5°C/min.
Pomiary termograwimetryczne (TG) oraz pomiary metod skaningowej kalorymetrii rónicowej (DSC) posuyy
Rys. 1. Wykresy DSC/TG proszku kompozytowego zawierajcego prekursor Y2O3 strcony wglanem amonu w zawiesinie ziaren
Al2O3. Szybko wzrostu temperatury 10°C/min.
Fig. 1. DSC/TG curves of the powder containing the Y2O3 precursor
precipitated with ammonium carbonate in the suspension of Al2O3
grains. A heating rate was 10°C/min.
440
MATERIA£Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 63, 2, (2011)
do obserwacji zjawisk zachodzcych podczas ogrzewania
proszku kompozytowego. Wykonano je stosujc aparatur
rmy Netzch model STA 449 F3 Jupiter. Identykacj gazów
emitowanych przez próbk proszku kompozytowego wykonano stosujc spektrometr masowy QMD Thermostar rmy
Balzers. Dyfrakcja rentgenowska posuya do identykacji
faz. Zastosowano promieniowanie CuKDi aparatur X’Pert
Pro formy PANalytical. Metod waenia hydrostatycznego
oznaczono zagszczenie próbek spieczonych. Ich twardo
wyznaczono stosujc wgbnik Vickersa obciany si 3 kG,
za odporno na pkanie (KIc) – na podstawie dugoci pkni Palmqvista powstajcych w materiale poprzez nakuwanie jego powierzchni piramidk Vickersa. W tym ostatnim
przypadku wielko obcienia wynosia 10 kG. Oba oznaczenia wykonano stosujc twardociomierz Future Tech (Japonia). Obliczenia wartoci KIc wykonano stosujc formu
Niihary [26]. Modu sprystoci oznaczono metod ultrad
wikow [27]. Wytrzymao mechaniczn na zginanie wykonano w warunkach dwuosiowego zginania (biaxial exure test) zgodnie z norm PN-EN ISO 6872. Próbki obciano wykorzystujc maszyn wytrzymaociow Zwick Roel
Z150. Powierzchni próbek, przeznaczonych do wyznaczenia twardoci, odpornoci na pkanie i wytrzymaoci, polerowano zawiesinami odpowiednich proszków diamentowych
i na zakoczenie koloidaln krzemionk. Dla celów obserwacji mikrostruktury wypolerowane powierzchnie próbek poddano trawieniu termicznemu w temperaturze 1400°C. Mikrofotograe wykonano stosujc skaningowy mikroskop elektronowy (FEI Nova Nanao SEM 200).
3. Wyniki i dyskusja
Rys. 1 przedstawia wykresy DSC/TG proszku kompozytowego po strceniu w zawiesinie ziaren Al2O3 prekursora
Y2O3. Efekty cieplne odpowiadajce punktom 1-6 wynikaj
ze skadu tej mieszaniny. Naley w tym zakresie temperatur
oczekiwa obecnoci wglanu amonu, nierozoonego podczas suszenia proszku, azotanu amonu i w kocu wspominanego prekursora Y2O3. Rozkad tych zwizków powinien
prowadzi do wydzielania w podwyszonych temperaturach
wody, tlenków azotu i dwutlenku wgla. Analiza gazów emitowanych przez próbk, przedstawiona na Rys. 2, potwier-
Rys. 2. Analiza gazów emitowanych przez proszek kompozytowy.
Szybko wzrostu temperatury 10°C/min.
Fig. 2. Analysis of gases evolved from the composite powder. A
heating rate was 10°C/min.
PREPARATYKA I WACIWOCI KOMPOZYTU Al2O3-10 % OBJ. YAG (Y3Al5O12)
Rys. 3. Dyfraktogramy rentgenowskie proszku kompozytowego
ogrzanego do temperatury niszej ni efekt endotermiczny nr 7
(400°C) na Rys.1 i temperatury wyszej od tego efektu (600°C).
Fig. 3. X-ray diffraction patterns of the composite powder heated
below and above the temperature of endothermic effect no 7 in Fig. 1.
go ogrzewano do temperatur pokrywajcych zakres reakcji odpowiedzialnej za omawiany efekt. Po osigniciu zadanej temperatury ogrzewany materia szybko ochodzono.
Przedstawione na Rys. 4 dyfraktogramy rentgenowskie ilustruj pojawianie si faz z ukadu Y2O3-Al2O3 o zmniejszajcym si ze wzrostem temperatury udziale Y2O3. Próbka
ogrzana do najwyszej temperatury skada si ju wycznie z Al2O3 i YAG. Zatem reakcja pomidzy Y2O3 i Al2O3, prowadzca w ostatecznym efekcie do syntezy granatu itrowo
glinowego, jest przyczyn efektu egzotermicznego ujawnionego na wykresie DSC.
Dane zawarte w Tabeli 1 wskazuj, i zarówno wspomniana reakcja jak i obecno wtrce utrudniaj zagszczenie
materiau. Dostatecznie wysokie gstoci kompozytu mona
uzyska stosujc temperatur obróbki cieplnej 1500°C i wysz, podczas gdy w przypadku czystego tlenku glinu temperatura 1400°C jest wystarczajca dla uzyskania zagszczenia przekraczajcego 99 % gstoci zycznej materiau. Ne-
dza te przypuszczenia. Aby wyjani natur efektu oznaczonego liczb 7 na Rys. 1 czysty prekursor Y2O3, strcony wglanem amonu z roztworu Y(NO3)3, ogrzano w aparaturze DSC/TG do temperatury nieco poniej i nieco powyej omawianego efektu endotermicznego i szybko ostudzono do temperatury pokojowej. Kolejne wykresy, pokazane
na Rys. 3, przedstawiaj dyfraktogramy rentgenowskie próbek otrzymanych w ten sposób dowodz, e reakcj odpowiedzialn za efekt endotermiczny, którego minimum przypada w temperaturze 451°C, jest rozkad tlenoazotanu itru,
YO(NO3). Rozkad ten wie si z wydzielaniem z ukadu
tlenków azotu (NO i NO2), co uwidoczniaj wyniki analizy
gazów na (Rys. 2).
Wykres DSC na Rys.1 ujawnia efekt egzotermiczny
z maksimum w temperaturze 1136°C (punkt 8). Posugujc si aparatur DSC/TG, próbki proszku kompozytowea)
Rys. 4. Dyfraktogramy rentgenowskie proszku kompozytowego
ogrzanego do temperatur pokrywajcych zakres efektu egzotermiczny nr 8 na Rys. 1.
Fig. 4. X-ray diffraction patterns of the composite powder heated
up to the temperatures covering the range of endothermic effect
no 8 in Fig. 1.
b)
Rys. 5. Mikrostruktura spieków czystego Al2O3 spiekanego w temperaturze: a) 1500°C i b) 1600°C.
Fig. 5. Microstructure of sheer alumina sintered at: a) 1500°C and
b) 1600°C.
MATERIA£Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 63, 2, (2011)
441
R. LACH, K. HABERKO
gatywny wpyw reakcji w stanie staym i obecnoci wtrce
na spiekanie opisany jest w literaturze przedmiotu [28-30].
Waciwoci kompozytu odbiegaj od waciwoci spieków czystego tlenku glinu: kompozyt wykazuje wysz odporno na pkanie (KIc), a spiekany w temperaturze 1600°C
– wysz wytrzymao mechaniczn. Ponadto twardo
kompozytu przekracza twardo spieków czystego tlenku
glinu. Natomiast modu sprystoci (Younga) kompozytu
jest nieco niszy. Wynika to prawdopodobnie z niszej wartoci tego moduu w przypadku polikrysztaów YAG ni Al2O3.
Rónice we waciwociach kompozytu i polikrysztaów
czystej osnowy wynikaj z rónic w ich mikrostrukturze. Mikrofotograe (Rys. 5 i 6) wskazuj, e rozmiar ziaren wtrce jest wyra
nie mniejszy ni ziaren osnowy. Ponadto obecno wtrce efektywnie hamuje rozrost ziaren osnowy. Jest
to szczególnie wyra
ne, jeli zwróci uwag na rón skal powiksze mikrofotograi na Rys. 5 i 6.
4. Wnioski
a)
Twardo a take wytrzymao mechaniczna kompozytu
z osnow Al2O3 i wtrceniami 10 % obj. ziaren YAG s wysze ni polikrysztau czystego tlenku glinu. Obserwacje mikrostruktury spieków wskazuj, e wtrcenia s równomiernie rozoone, a ponadto rozmiar ziaren wtrce jest wyra
nie mniejsza ni ziaren osnowy. Warto zwróci uwag na fakt,
i odporno na pkanie kompozytu jest nie tylko wysza
od odpornoci spieku tlenku glinu, lecz jest porównywalna
z odpornoci tetragonalnych polikrysztaów ZrO2 (TZP) przy
równoczenie wyszej twardoci od tych ostatnich.
Podzikowanie
Prac wykonano w ramach projektu badawczego MNiSW
nr NN 507 45 7737.
Literatura
[1]
b)
[2]
Rys. 6. Mikrostruktura spieku Al2O3+10 % obj. YAG spiekanego
w temperaturze: a) 1500°C i b) 1600°C.
Fig. 6. Microstructure of Al2O3+10 vol.% YAG composite sintered at:
a) 1500°C and b) 1600°C.
[3]
Claussen N.: „Fracture toughness of Al2O3 with an unstabilized
ZrO2 dispersed phase”, J. Am. Ceram. Soc., 59, (1976), 49-51.
Roth R.S.: Phase Equlibria Diagrams for ceramics, vol. XI,
The American Ceramic Society, Westville, OH, 1995, s.107
Madraj M.: „Hammond R., Parvez M.A., Drew R.A.L., Thompson W.T.: „High temperature neutron diffraction study of the
Al2O3-Y2O3 system”, J. Eur. Ceram. Soc., 26 (2006), 3515-3524
Tabela 1. Waciwoci spieków; gsto wzgldna (GW), twardo (HV), modu Younga (E), krytyczna warto wspóczynnika intensywnoci napre (KIc), i wytrzymao ().
Table1. Properties of sintered materials; relative density (GW), hardness (HV), Young’s modulus (E), critical stress intensity factor (KIc)
and strength ().
Materia
GW [%]
HV [GPa]
E [GPa]
KIc [MPa·m0,5]
[MPa]
Al2O3, 1400°C
99,53 ± 0,06
16,75 ± 0,57
39 0± 8
4,74 ± 0,16
425 ± 50
Al2O3, 1500°C
99,38 ± 0,04
16,24 ± 0,82
392 ± 5
4,69 ± 0,34
476 ± 61
Al2O3, 1600°C
99,05 ± 0,11
15,66 ± 0,81
389 ± 10
4,26 ± 0,40
422 ± 79
Al2O3+10%YAG, 1400°C
90,94 ± 0,03
–
–
–
–
Al2O3+10%YAG, 1500°C
98,33 ± 0,05
18,52 ± 1,17
370 ± 15
5,38 ± 0,21
376 ± 74
Al2O3+10%YAG, 1600°C
99,01 ± 0,02
19,20 ± 1,15
376 ± 6
6,17 ± 0,39
579 ± 31
± oznacza przedzia ufnoci na poziomie ufnoci 0,95
442
MATERIA£Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 63, 2, (2011)
PREPARATYKA I WACIWOCI KOMPOZYTU Al2O3-10 % OBJ. YAG (Y3Al5O12)
[4]
[5]
[6]
[7]
[8]
[9]
[10]
[11]
[12]
[13]
[14]
[15]
[16]
[17]
Matson L.E., Hecht N.: „Microstructural stability and mechanical properties of directionally solidied alumina/YAG eutectic
monolaments”, J. Eur. Ceram. Soc., 19, (1999), 2487-2501.
Yoshida H., Nakamura A., Sakuma T., Nakagawa N., Waku Y.,:
„Anisotropy in high temperature deformation in unidirectionally
solidied eutectic Al2O3–YAG single crystals”, Scripta Materialia, 45, (2001),957-963.
Isobe T., Omori M., Uchida S., Sato T., Hirai T.: „Consolidation of Al2O3 – Y3Al5O12 (YAG) eutectic powder prepared from
induction – melted solid and strength at high temperature”, J.
Eur. Ceram. Soc., 22, (2002), 2621-2625.
Waku Y., Sakuma T.,: „Dislocation mechanism of deformation and strength of Al2O3-YAG single crystal composites at
high temperatures above 1500°C”, J. Eur. Ceram. Soc., 20,
(2000), 1453-1458.
Mah T., Parthasarathy T.A., Matson L.E,: „Processing and
mechanical properties of Al2O3 / Y3Al5O12 (YAG) eutectic composites”, Ceram. Eng. Sci. Proc., 11, (1990), 1617.
Ochiai T., Ueda T., Sato K., Hojo M., Waku Y., Nakagawa N.,
Sakata S., Mitani A., Takahashi T.: „Deformation and fracture
behaviour of an Al2O3/YAG composite from room temperature
to 2023 K”, Composite Science and Technology, 61, (2001),
2117-2128.
Harada Y., Suzuki T., Hirano K., Waku Y.: „Ultra-high temperature compressive creep behaviour of an in-situ Al2O3
single crystal/YAG eutectic composite”, J. Eur. Cram. Soc.,
24, (2004), 2215-2222.
Ramirez-Rico J., Pinto-Gómez A.R., Martinez-Fernandez J.,
de Arellano-López A.R., Oliete P.B., Pena J.I., Orera V.M.:
„High temperature plastic behaviour of Al2O3-Y3Al5O12 directionally solidied eutectics”, Acta Materialia, 54, (2006), 3107-3116.
Li W.Q., Gao L.: „Processing, microstructure and mechanical
properties of 25 vol% YAG-Al2O3 nanocomposites”, NanoStructured Materials, 11, (1999), 1073-1080.
Wang H., Gao L.: „Preparation and microstructure of polycrystalline Al2O3-YAG composites”, Ceramics Int., 27, (2001),
721-723.
Palmero P., Simone A., Esnout C., Fantozzi G., Montanaro
L.: „Comparison among different sintering routes for preparing alumina-YAG nanocomposites”, J. Eur. Ceram. Soc., 26,
(2006), 941-947.
Okada K., Motohashi T., Kameshima Y., Yasumori A.: „Sol-gel
synthesis of YAG/Al2O3 long bres from water solvent systems”,
J. Eur. Ceram. Soc., 20, (2000), 561-567.
Towata A., Hwang H.J, Yasuoka M., Sando M., Niihara K.:
„Preparation of polycrystalline YAG/alumina composite bres
and YAG bres by sol-gel method”, Composites Part A, 32,
(2001), 1127-1131.
Wang S., Akutsu T., Tanabe Y., Yasuda E.: „Phase composition and microstructural characteristics of solidied Al2O3-rich
spinel solid solution/YAG composite”, J. Eur. Ceram. Soc.,
20, (2000), 39-43.
[18] Gao L., Shen A., Miyamoto H., Nygren M.: „Superfast densication of oxide/oxide ceramic composites”, J. Am. Ceram. Soc.,
82, (1999), 1061-10-63.
[19] Cho J., Harmer M.P., Chan H.M., Rickman J.M., Thompson
A.M.: „Effect of yttrium and lanthanum on the tensile creep
behaviour of aluminum oxite”, J. Am. Ceram. Soc., 80, (1997),
1113-1117.
[20] Palmero P., Naglieri V., Chevalier J., Fantozzi G., Montanaro
L.: „Aluminabased nanocomposites obtained by dopping with
inorganic salt solutions: Application to immiosible and reactive
systems”, J. Eur. Ceram. Soc., 29, (2009), 59-66.
[21] Schehl M., Diaz L.A., Torrecillas R.: „Alumina nanocomposites
from powder – alkoxide mixtures”, Acta Materialia, 50, (2002),
1125-1139.
[22] Torrecillas R., Schehl M., Diaz L.A., Menendez L.J., Moya
J.S.: „Creep behaviour of alumina/YAG nanocomposites
obtained by a colloidal processing route”, J. Eur. Ceram Soc.,
27, (2007), 143-150
[23] Palmero P., Naglieri V., Spina G., Montanaro L.: „Elaboration
and mechanical characterization of Al2O3-ZrO2-YAG ultreane
composites”, materiay z CIMTEC Conference, Montecatini
Terme June 2010.
[24] Lach R., Haberko K., Trybalska B.: „Composite material in the
Al2O3-20 vol.% YAG system”, Processing and Application of
Ceramics, 4, (2010), 1-6.
[25] Lach, R. Haberko K.: „Particulate composites in the Al2O3YAG system“, Materiay Ceramiczne/Ceramic Materials, 62,
4, (2010), 496-499.
[26] Niihara K.: „A fracture mechanics analysis of indentation
indentation-induced Palmqvist crack in ceramics”, J. Mat. Sci.
Letters, 2, (1983), 221-223.
[27] Piekarczyk J., Hennicke H.W., Pampuch R.: „On determining
elastic constants of porous zinc ferrite materials”, c/BerDKG,
59, (1982), 227-232.
[28] Kuczynski G.C.: „Sintering in multicomponent systems”, w Sintering and related phenomena, Kuczynski G.C., Hooton N.A.,
Gibbon C.F. (Red.), Gordon and Breach, Science Publishers,
New York, London, Paris, (1967), s. 685.
[29] De Jonghe L.C., Rahaman M.N.: „Sintering of Ceramics”,
Rozdzia 4 w Handbook of advanced ceramics, Somiya S. Aldinger F., Claussen N., Spriggs R.M., Uchino K., Koumoto K.
i Kaneno M. (Red.), Elsevier Academic Press, Amsterdam,
Boston, Heidelbergt, London, New York, Oxford, Paris, San
Diego, San Francisco, Singapore, Sidney, Tokyo, (2003).
[30] Scherer G.W.: „Sintering with rigid inclusions”, J. Am .Ceram.
Soc., 70, (1987), 719-725.
i
Otrzymano 9 listopada 2010; zaakceptowano 30 listopada 2010
MATERIA£Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 63, 2, (2011)
443