Preparatyka i w a ciwo ci kompozytu Al 2 O 3-10 % obj. YAG (Y 3 Al 5 O 12 )

MATERIA Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 63, 2, (2011), 439-443 www.ptcer.pl/mccm Preparatyka i w a ciwo ci kompozytu Al 2 O 3-10 % obj. YAG (Y 3 Al 5 O 12 ) RADOS AW LACH, KRZYSZTOF HABERKO Akademia Górniczo-Hutnicza, Wydzia In ynierii Materia owej i Ceramiki, Katedra Ceramiki Specjalnej al. Mickiewicza 30, 30-059 Kraków e-mail: radek.lach@poczta.fm Streszczenie Opracowano metod preparatyki kompozytu ziarnistego w uk adzie Al 2 O 3-10 % obj. granatu itrowo-glinowego (YAG). Zawiesin ziaren -Al 2 O 3 z dodatkiem azotanu itru traktowano roztworem w glanu amonu. W wyniku tego dosz o do wytr cenia prekursora tlenku itru. Po od ltrowaniu zawiesin poddano pra eniu w temperaturze 600 C otrzymuj c w wyniku jednorodn mieszanin ziaren tlenku glinu i tlenku itru. Spiekanie wyprasek z proszku przygotowanego w ten sposób pozwoli o uzyska materia kompozytowy sk adaj cy si z osnowy Al 2 O 3 i równomiernie roz o onych wtr ce YAG. Zmierzono twardo, odporno na p kanie, wytrzyma o i modu Younga kompozytu i spieku czystego tlenku glinu. Kompozyt wykazuje wy sz odporno na p kanie i twardo ni spiek czystego tlenku glinu. S owa kluczowe: Al 2 O 3, YAG, kompozyt, w a ciwo ci mechaniczne, mikrostruktura nalna PREPARATION AND PROPERTIES OF THE Al 2 O 3-10 vol.% YAG (Y 3 Al 5 O 12 ) 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 Y 2 O 3 with Al 2 O 3 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: Al 2 O 3, YAG, Composite, Mechanical properties, Microstructure - nal 1. Wprowadzenie Tlenek glinu jest jednym z najcz ciej stosowanych tworzyw ceramiki konstrukcyjnej. Jednak niezbyt wysoka odporno na p kanie tego materia u ogranicza jego zastosowanie. Cecha ta, jak równie inne w a ciwo ci tego materia u mog by poprawione poprzez wprowadzenie do osnowy Al 2 O 3 wtr ce innej fazy. Powszechnie znanym przyk adem s spieki Al 2 O 3 z dodatkiem ZrO 2 [1]. Granat itrowo-glinowy Y 3 Al 5 O 12 (YAG) stanowi alternatywn faz wtr ce. W uk adzie Al 2 O 3 -Y 2 O 3, oprócz wspomnianego granatu i skrajnych faz, wyst puj jeszcze dwa zwi zki: YAlO 3 i Y 4 Al 2 O 9. Najwy sz jednak zawarto glinu wykazuje YAG. Dlatego - nalnym produktem reakcji pomi dzy Y 2 O 3 i Al 2 O 3 w przypadku nadmiarowego st enia tlenku glinu powinien by YAG. Wniosek ten potwierdza diagram fazowy omawianego uk adu w cz ci bogatej w Al 2 O 3 [2, 3]. W kilku artyku ach opisano kompozyty Al 2 O 3 /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. Zwi zane z tym trudno ci tech- niczne sprawiaj, e omawiane kompozyty próbowano otrzymywa równie metod spiekania odpowiednich proszków. Preparowano je m.in. poprzez wspó str cenie amoniakiem odpowiednich wodorotlenków z wodnych roztworów azotanów itru i glinu [12, 13] lub chlorków [14]. Pra enie wspó str conych prekursorów dawa o, odpowiednio, proszki o zawarto ci YAG 25, 5 i 50 % obj. Proszki takie zag szczano poprzez izostatyczne prasowanie na gor co [12, 13], a tak- e drog bezci nieniowego spiekania [14]. Nale y równie wspomnie o pracach, w których metod zol- el preparowano w ókna Al 2 O 3 /YAG [15, 16]. W tych przypadkach prekursorami by y alkoholany lub odpowiednie chlorki. Inna grupa bada nad otrzymywaniem kompozytów Al 2 O 3 /YAG polega a na zastosowaniu mieszanin tlenków glinu i itru [17, 18] lub prekursorów tlenku itru w postaci azotanu [19], chlorku [20], a tak e alkoholanów itru [21, 22]. Nale y w tym miejscu wspomnie o pracy po wi conej otrzymywaniu kompozytu w uk adzie potrójnym Al 2 O 3 -Y 2 O 3 -ZrO 2 [23]. Celem bada, które przedstawiamy poni ej by o opracowanie metody otrzymywania kompozytu o sk adzie 90 % obj. Al 2 O 3 i 10 % obj. YAG. Tworzywo to charakteryzowano pod wzgl dem zag szczenia, odporno ci na p kanie, mo- 439

R. LACH, K. HABERKO du u spr ysto ci i wytrzyma o ci w warunkach dwuosiowego zginania. 2. Cz do wiadczalna 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 czysto ci analitycznej otrzymuj c tym sposobem roztwór Y(NO 3 ) 3, który wprowadzono do zawiesiny proszku Al 2 O 3 o st eniu 50 % obj. W przeliczeniu na YAG udzia azotanu itru w stosunku do Al 2 O 3 wynosi 10 % obj. Do opisanej zawiesiny podczas intensywnego jej mieszania wprowadzano w glan amonu a do uzyskania w zawiesinie ph = 8,5. W tych warunkach itr zawarty w roztworze przechodzi w nierozpuszczalny w wodzie zwi zek. Zawiesin nast pnie wysuszono w temperaturze 100 C i wypra ono w temperaturze 600 C, otrzymuj c jednorodna mieszanin Al 2 O 3 i Y 2 O 3. W warunkach pra enia dochodzi do utworzenia do wytrzyma ych mechanicznie aglomeratów. Ich zniszczenie uzyskano poprzez krótkotrwa e (30 min.) rozdrabnianie w m ynie mieszad owym wypra onego proszku. Proces prowadzono w rodowisku wody zalkalizowanej do ph = 8. Z naszych wcze niejszych bada wynika bowiem, e w takich warunkach nie dochodzi do zanieczyszczenia uk adu materia em mielników, a ponadto uzyskuje si dobr jednorodno mieszaniny wyj ciowych tlenków [24, 25]. Stosunek masy mielników (TZP TOSOCH; rednica 2 mm) do mielonego materia u wynosi 1:20. Wysuszone proszki oddzielono od mielników pos uguj c si sitem perlonowym. Z uzyskanych w ten sposób proszków uformowano drog jednoosiowego prasowania pod ci nieniem 50 MPa cylindryczne próbki o rednicy 25 mm i grubo ci 2,5 3 mm. Nast pnie próbki te doprasowano izostatycznie pod ci nieniem 300 MPa i spieczono w atmosferze powietrza w temperaturach 1400, 1500 i 1600 C przez 2 h stosuj c szybko wzrostu temperatury wynosz cy 5 C/min. Pomiary termograwimetryczne (TG) oraz pomiary metod skaningowej kalorymetrii ró nicowej (DSC) pos u y y do obserwacji zjawisk zachodz cych podczas ogrzewania proszku kompozytowego. Wykonano je stosuj c aparatur rmy Netzch model STA 449 F3 Jupiter. Identy kacj gazów emitowanych przez próbk proszku kompozytowego wykonano stosuj c spektrometr masowy QMD Thermostar rmy Balzers. Dyfrakcja rentgenowska pos u y a do identy kacji faz. Zastosowano promieniowanie CuK i aparatur X Pert Pro formy PANalytical. Metod wa enia hydrostatycznego oznaczono zag szczenie próbek spieczonych. Ich twardo wyznaczono stosuj c wg bnik Vickersa obci any si 3 kg, za odporno na p kanie (K Ic ) na podstawie d ugo ci p kni Palmqvista powstaj cych w materiale poprzez nak uwanie jego powierzchni piramidk Vickersa. W tym ostatnim przypadku wielko obci enia wynosi a 10 kg. Oba oznaczenia wykonano stosuj c twardo ciomierz Future Tech (Japonia). Obliczenia warto ci K Ic wykonano stosuj c formu Niihary [26]. Modu spr ysto ci oznaczono metod ultrad wi kow [27]. Wytrzyma o mechaniczn na zginanie wykonano w warunkach dwuosiowego zginania (biaxial exure test) zgodnie z norm PN-EN ISO 6872. Próbki obci ano wykorzystuj c maszyn wytrzyma o ciow Zwick Roel Z150. Powierzchni próbek, przeznaczonych do wyznaczenia twardo ci, odporno ci na p kanie i wytrzyma o ci, polerowano zawiesinami odpowiednich proszków diamentowych i na zako czenie koloidaln krzemionk. Dla celów obserwacji mikrostruktury wypolerowane powierzchnie próbek poddano trawieniu termicznemu w temperaturze 1400 C. Mikrofotogra e wykonano stosuj c skaningowy mikroskop elektronowy (FEI Nova Nanao SEM 200). 3. Wyniki i dyskusja Rys. 1 przedstawia wykresy DSC/TG proszku kompozytowego po str ceniu w zawiesinie ziaren Al 2 O 3 prekursora Y 2 O 3. Efekty cieplne odpowiadaj ce punktom 1-6 wynikaj ze sk adu tej mieszaniny. Nale y w tym zakresie temperatur oczekiwa obecno ci w glanu amonu, nieroz o onego podczas suszenia proszku, azotanu amonu i w ko cu wspominanego prekursora Y 2 O 3. Rozk ad tych zwi zków powinien prowadzi do wydzielania w podwy szonych temperaturach wody, tlenków azotu i dwutlenku w gla. Analiza gazów emitowanych przez próbk, przedstawiona na Rys. 2, potwier- Rys. 1. Wykresy DSC/TG proszku kompozytowego zawieraj cego prekursor Y 2 O 3 str cony w glanem amonu w zawiesinie ziaren Al 2 O 3. Szybko wzrostu temperatury 10 C/min. Fig. 1. DSC/TG curves of the powder containing the Y 2 O 3 precursor precipitated with ammonium carbonate in the suspension of Al 2 O 3 grains. A heating rate was 10 C/min. 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. 440 MATERIA Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 63, 2, (2011)

PREPARATYKA I W A CIWO CI KOMPOZYTU Al 2 O 3-10 % OBJ. YAG (Y 3 Al 5 O 12 ) Rys. 3. Dyfraktogramy rentgenowskie proszku kompozytowego ogrzanego do temperatury ni szej ni efekt endotermiczny nr 7 (400 C) na Rys.1 i temperatury wy szej 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. dza te przypuszczenia. Aby wyja ni natur efektu oznaczonego liczb 7 na Rys. 1 czysty prekursor Y 2 O 3, str cony w glanem amonu z roztworu Y(NO 3 ) 3, ogrzano w aparaturze DSC/TG do temperatury nieco poni ej i nieco powy- ej 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 rozk ad tlenoazotanu itru, YO(NO 3 ). Rozk ad ten wi e si z wydzielaniem z uk adu tlenków azotu (NO i NO 2 ), co uwidoczniaj wyniki analizy gazów na (Rys. 2). Wykres DSC na Rys.1 ujawnia efekt egzotermiczny z maksimum w temperaturze 1136 C (punkt 8). Pos uguj c si aparatur DSC/TG, próbki proszku kompozytowego ogrzewano do temperatur pokrywaj cych zakres reakcji odpowiedzialnej za omawiany efekt. Po osi gni ciu zadanej temperatury ogrzewany materia szybko och odzono. Przedstawione na Rys. 4 dyfraktogramy rentgenowskie ilustruj pojawianie si faz z uk adu Y 2 O 3 -Al 2 O 3 o zmniejszaj cym si ze wzrostem temperatury udziale Y 2 O 3. Próbka ogrzana do najwy szej temperatury sk ada si ju wy cznie z Al 2 O 3 i YAG. Zatem reakcja pomi dzy Y 2 O 3 i Al 2 O 3, prowadz ca 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 wtr ce utrudniaj zag szczenie materia u. Dostatecznie wysokie g sto ci kompozytu mo na uzyska stosuj c temperatur obróbki cieplnej 1500 C i wy sz, podczas gdy w przypadku czystego tlenku glinu temperatura 1400 C jest wystarczaj ca dla uzyskania zag szczenia przekraczaj cego 99 % g sto ci zycznej materia u. Ne- a) Rys. 4. Dyfraktogramy rentgenowskie proszku kompozytowego ogrzanego do temperatur pokrywaj cych 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 Al 2 O 3 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 wp yw reakcji w stanie sta ym i obecno ci wtr ce na spiekanie opisany jest w literaturze przedmiotu [28-30]. W a ciwo ci kompozytu odbiegaj od w a ciwo ci spieków czystego tlenku glinu: kompozyt wykazuje wy sz odporno na p kanie (K Ic ), a spiekany w temperaturze 1600 C wy sz wytrzyma o mechaniczn. Ponadto twardo kompozytu przekracza twardo spieków czystego tlenku glinu. Natomiast modu spr ysto ci (Younga) kompozytu jest nieco ni szy. Wynika to prawdopodobnie z ni szej warto ci tego modu u w przypadku polikryszta ów YAG ni Al 2 O 3. Ró nice we w a ciwo ciach kompozytu i polikryszta ów czystej osnowy wynikaj z ró nic w ich mikrostrukturze. Mikrofotogra e (Rys. 5 i 6) wskazuj, e rozmiar ziaren wtr ce jest wyra nie mniejszy ni ziaren osnowy. Ponadto obecno wtr ce efektywnie hamuje rozrost ziaren osnowy. Jest to szczególnie wyra ne, je li zwróci uwag na ró n skal powi ksze mikrofotogra i na Rys. 5 i 6. a) 4. Wnioski Twardo a tak e wytrzyma o mechaniczna kompozytu z osnow Al 2 O 3 i wtr ceniami 10 % obj. ziaren YAG s wy sze ni polikryszta u czystego tlenku glinu. Obserwacje mikrostruktury spieków wskazuj, e wtr cenia s równomiernie roz o one, a ponadto rozmiar ziaren wtr ce jest wyra nie mniejsza ni ziaren osnowy. Warto zwróci uwag na fakt, i odporno na p kanie kompozytu jest nie tylko wy sza od odporno ci spieku tlenku glinu, lecz jest porównywalna z odporno ci tetragonalnych polikryszta ów ZrO 2 (TZP) przy równocze nie wy szej twardo ci od tych ostatnich. Podzi kowanie Prac wykonano w ramach projektu badawczego MNiSW nr NN 507 45 7737. Literatura b) Rys. 6. Mikrostruktura spieku Al 2 O 3 +10 % obj. YAG spiekanego w temperaturze: a) 1500 C i b) 1600 C. Fig. 6. Microstructure of Al 2 O 3 +10 vol.% YAG composite sintered at: a) 1500 C and b) 1600 C. [1] Claussen N.: Fracture toughness of Al 2 O 3 with an unstabilized ZrO 2 dispersed phase, J. Am. Ceram. Soc., 59, (1976), 49-51. [2] Roth R.S.: Phase Equlibria Diagrams for ceramics, vol. XI, The American Ceramic Society, Westville, OH, 1995, s.107 [3] Madraj M.: Hammond R., Parvez M.A., Drew R.A.L., Thompson W.T.: High temperature neutron diffraction study of the Al 2 O 3 -Y 2 O 3 system, J. Eur. Ceram. Soc., 26 (2006), 3515-3524 Tabela 1. W a ciwo ci spieków; g sto wzgl dna (GW), twardo (HV), modu Younga (E), krytyczna warto wspó czynnika intensywno ci napr e (K Ic ), i wytrzyma o ( ). Table1. Properties of sintered materials; relative density (GW), hardness (HV), Young s modulus (E), critical stress intensity factor (K Ic ) and strength ( ). Materia GW [%] HV [GPa] E [GPa] K Ic [MPa m 0,5 ] [MPa] Al 2 O 3, 1400 C 99,53 ± 0,06 16,75 ± 0,57 39 0± 8 4,74 ± 0,16 425 ± 50 Al 2 O 3, 1500 C 99,38 ± 0,04 16,24 ± 0,82 392 ± 5 4,69 ± 0,34 476 ± 61 Al 2 O 3, 1600 C 99,05 ± 0,11 15,66 ± 0,81 389 ± 10 4,26 ± 0,40 422 ± 79 Al 2 O 3 +10%YAG, 1400 C 90,94 ± 0,03 Al 2 O 3 +10%YAG, 1500 C 98,33 ± 0,05 18,52 ± 1,17 370 ± 15 5,38 ± 0,21 376 ± 74 Al 2 O 3 +10%YAG, 1600 C 99,01 ± 0,02 19,20 ± 1,15 376 ± 6 6,17 ± 0,39 579 ± 31 ± oznacza przedzia ufno ci na poziomie ufno ci 0,95 442 MATERIA Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 63, 2, (2011)

PREPARATYKA I W A CIWO CI KOMPOZYTU Al 2 O 3-10 % OBJ. YAG (Y 3 Al 5 O 12 ) [4] Matson L.E., Hecht N.: Microstructural stability and mechanical properties of directionally solidi ed alumina/yag eutectic mono laments, J. Eur. Ceram. Soc., 19, (1999), 2487-2501. [5] Yoshida H., Nakamura A., Sakuma T., Nakagawa N., Waku Y.,: Anisotropy in high temperature deformation in unidirectionally solidi ed eutectic Al 2 O 3 YAG single crystals, Scripta Materialia, 45, (2001),957-963. [6] Isobe T., Omori M., Uchida S., Sato T., Hirai T.: Consolidation of Al 2 O 3 Y 3 Al 5 O 12 (YAG) eutectic powder prepared from induction melted solid and strength at high temperature, J. Eur. Ceram. Soc., 22, (2002), 2621-2625. [7] Waku Y., Sakuma T.,: Dislocation mechanism of deformation and strength of Al 2 O 3 -YAG single crystal composites at high temperatures above 1500 C, J. Eur. Ceram. Soc., 20, (2000), 1453-1458. [8] Mah T., Parthasarathy T.A., Matson L.E,: Processing and mechanical properties of Al 2 O 3 / Y 3 Al 5 O 12 (YAG) eutectic composites, Ceram. Eng. Sci. Proc., 11, (1990), 1617. [9] Ochiai T., Ueda T., Sato K., Hojo M., Waku Y., Nakagawa N., Sakata S., Mitani A., Takahashi T.: Deformation and fracture behaviour of an Al 2 O 3 /YAG composite from room temperature to 2023 K, Composite Science and Technology, 61, (2001), 2117-2128. [10] Harada Y., Suzuki T., Hirano K., Waku Y.: Ultra-high temperature compressive creep behaviour of an in-situ Al 2 O 3 single crystal/yag eutectic composite, J. Eur. Cram. Soc., 24, (2004), 2215-2222. [11] 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 Al 2 O 3 -Y 3 Al 5 O 12 directionally solidi ed eutectics, Acta Materialia, 54, (2006), 3107-3116. [12] Li W.Q., Gao L.: Processing, microstructure and mechanical properties of 25 vol% YAG-Al 2 O 3 nanocomposites, NanoStructured Materials, 11, (1999), 1073-1080. [13] Wang H., Gao L.: Preparation and microstructure of polycrystalline Al 2 O 3 -YAG composites, Ceramics Int., 27, (2001), 721-723. [14] 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. [15] Okada K., Motohashi T., Kameshima Y., Yasumori A.: Sol-gel synthesis of YAG/Al 2 O 3 long bres from water solvent systems, J. Eur. Ceram. Soc., 20, (2000), 561-567. [16] 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. [17] Wang S., Akutsu T., Tanabe Y., Yasuda E.: Phase composition and microstructural characteristics of solidi ed Al 2 O 3 -rich spinel solid solution/yag composite, J. Eur. Ceram. Soc., 20, (2000), 39-43. [18] Gao L., Shen A., Miyamoto H., Nygren M.: Superfast densi cation 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 Al 2 O 3 -ZrO 2 -YAG ultrea ne composites, materia y z CIMTEC Conference, Montecatini Terme June 2010. [24] Lach R., Haberko K., Trybalska B.: Composite material in the Al 2 O 3-20 vol.% YAG system, Processing and Application of Ceramics, 4, (2010), 1-6. [25] Lach, R. Haberko K.: Particulate composites in the Al 2 O 3 - YAG system, Materia y 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. Otrzymano 9 listopada 2010; zaakceptowano 30 listopada 2010 MATERIA Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 63, 2, (2011) 443