Odporność na pękanie ceramiki Y2O3

MATERIA£Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 67, 4, (2015), 378-382
www.ptcer.pl/mccm
Odporność na pękanie ceramiki Y2O3
M
O
B
1
2
,K
*, Z
L
P
1
,W
,A
2
W
W
,I
2
1
,M
G
W
2
,M
2
K
,M
3
Instytut Technologii Materiałów Elektronicznych, ul. Wólczyńska 133, 01-919 Warszawa,
Instytut Ceramiki i Materiałów Budowlanych, ul. Postępu 9, 02-676 Warszawa
3
Politechnika Lubelska, Wydział Mechaniczny, ul. Nadbystrzycka 36, 20-618 Lublin
*e-mail: [email protected]
1
2
Streszczenie
W niniejszej pracy zmierzono odporność na pękanie ceramiki z tlenku itru o średniej wielkości ziaren ok. 6 μm poprzez analizę pęknięć
wywołanych odciskiem twardościomierza Vickersa. Wartości KIc były wyliczone kilkoma sposobami, opracowanymi przez różnych autorów. Otrzymane wyniki mieszczą się w granicach od 1,0 MPa∙m1/2 do 1,5 MPa∙m1/2, ale są mniejsze od wyników wyznaczonych metodą
zginania trójpunktowego belki z karbem (ok. 1,8 MPa∙m1/2).
Słowa kluczowe: ceramika Y2O3, pęknięcie Vickersa, twardość Vickersa, odporność na pękanie, wytrzymałość na zginanie
FRACTURE TOUGHNESS OF Y2O3 CERAMICS
In this study we have measured fracture toughness of yttrium oxide ceramics, which had a mean grain size of approx. 6 μm, by analyzing cracks of stress cracking impressions of a Vickers pyramid. Values of KIc were calculated by means of several formulas that originated
from analytical considerations of different authors. The obtained results were in the range of 1.0-1.50 MPa∙m1/2, being smaller than those
obtained by the three-point bending method (approx. 1.8 MPam1/2).
Keywords: Y2O3 ceramics, Vickers crack, Vickers hardness, Fracture toughness, Bending strength
1. Wstęp
Ceramika Y2O3, posiadająca sieć krystaliczną o symetrii regularnej, zalicza się, ze względu na związany z tym
brak efektu dwójłomności, do materiałów, które przy odpowiedniej czystości proszków i gęstości otrzymanego spieku
mogą być przeźroczyste w zakresie światła widzialnego
i bliskiej podczerwieni [1]. Zastosowanie takiej ceramiki do
wytworzenia okna, kopuły, obudowy lampy, osłony czujnika
na podczerwień czy pręta laserującego wymaga znajomości termomechanicznych właściwości tego materiału. Jest
to niezbędne do określenia odporności materiału na szok
termiczny i obciążenia mechaniczne jakim może podlegać
podczas eksploatacji. W trakcie realizacji projektu NCN, dotyczącego właściwości mechanicznych i odporności na szoki
termiczne przezroczystej ceramiki Y2O3 [2], wykonano szereg badań, których wyniki zaprezentowano w pracach [3-5].
Podstawowym parametrem badanym w pracach [3-5] była
odporność na pękanie KIc. W pracach [3] i [4] KIc mierzono
metodą zginania trójpunktowego belek z karbem [6], a z kolei w pracy [5] przez pomiar długości pęknięć biegnących od
naroży odcisku Vickersa i liczono ze wzoru zaproponowanego w pracy [7].
Ze względu na różnorodność metod stosowanych w badaniach KIc istnieje konieczność sprawdzenia czy dają one
porównywalne wyniki. Praca taka została wykonana od-
378
nośnie ceramiki spinelowej (MgAl2O4) [8], gdzie wykazano
dużą zbieżność uzyskanych różnymi metodami wyników.
W niniejszej pracy zajęto się ceramiką Y2O3 i , podobnie jak
w [8], skupiono się na metodach opartych na wprowadzaniu
do materiału kontrolowanych pęknięć wgłębnikiem Vickersa. Badania wykonano na ceramice Y2O3 o wielkości ziaren
6 ± 3 μm w temperaturze pokojowej.
2. Część eksperymentalna
Do badań użyto ceramiki Y2O3, opisanej w pracy [4]
i oznaczonej tam jako Y1, o średniej wielkości ziaren 6 ± 3 μm
i gęstości ok. 99% gęstości teoretycznej. Płytki z badanego
materiału cięto w belki o wymiarach 2,5 mm × 4 mm × 30 mm
i 1 mm × 4 × mm 50 mm oraz szlifowano. Część krótszych
belek nacinano pośrodku (wzdłuż boku o długości 4 mm)
na głębokość 0,9 mm za pomocą piły tarczowej o grubości
0,2 mm, a następnie na głębokość 0,2 mm tarczą o grubości
0,025 mm. Pozostałe krótsze belki wypolerowano jednostronnie (bok 4 mm × 30 mm). W przypadki próbek z karbem
pomiary KIc wykonywano metodą zginania trójpunktowego. Odległość podpór L wynosiła 20 mm. Próbki obciążano z szybkością przesuwu głowicy wynoszącą 1 mm/min.
Wartości KIc obliczono ze wzoru:
K Ic = Y
1,5Pc L
bw 2
c k0,5,
(1)
O
a)
b)
Y2O3
c)
Rys. 1. Geometria pęknięć wywołanych wgłębnikiem Vickersa: a) zdjęcie odcisku na wypolerowanej powierzchni próbki Y2O3 dla P = 98,1N,
b) schemat przekroju odcisku prostopadły do powierzchni próbki, c) schemat odcisku na powierzchni.
Fig. 1. Crack system developed from Vickers indents: a) photo of indent on the polished surface of Y2O3 sample for P = 98.1N, b) crosssectional scheme of indent (perpendicular to the sample surface), c) scheme of the indent on the surface of sample.
Tabela 1. Zależności zastosowane do obliczania KIc na podstawie pęknięć Vickersa.
Table 1. Relationships used for KIc calculations based on indentation fracture.
Autor metody
Wzory
Anstis et al. [11]
(0,016 (E/H)0,5(P/c)1,5)
Nr wzoru
0, 4
(2)
1,56
(0,142H a / ϕ )(Eϕ / H ) (c /a )
(3)
Niihara et al. [7]
(0,129H a / ϕ )(Eϕ / H )0,4 (c / a )1,5
(4)
Blendell [13]
(0,055H a / ϕ )(Eϕ / H )0,4 log(8,4a / c )
(5)
Lankford [12]
*c – długość pęknięcia, φ = 3 [7, 12], a – połowa przekątnej odcisku, P – obciążenie wgłębnika Vickersa, E – moduł Younga, H – twardość
Vickersa
*c – crack length, φ = 3 [7, 12], a – half of indent diagonal, P – Vickers load, E – Young’s modulus, H – Vickers hardness
gdzie: Y – stała geometryczna obliczana wg [6], Pc – obciążenie niszczące, b = 2,5 mm, w = 4 mm, ck – długość karbu
(ok.1,1 mm).
Na wypolerowane powierzchnie pozostałych próbek nanoszono odciski wgłębnikiem Vickersa. W trakcie nagniatania wgłębnikiem kruchej powierzchni ceramicznej powstawały wokół odcisku pęknięcia pokazane na Rys.1.
Wartość KIc można wyznaczyć bezpośrednio z pomiaru
długości pęknięć c (Rys.1) na podstawie wzorów podanych
w literaturze [9]. Pęknięcie pokazane na Rys. 1 ma charakter
tzw. pęknięcia centralnego [9]. Zgodnie z sugestiami zawartymi w pracach [8] i [10] wybrano zależności zaproponowane
przez Anstisa et al. [11], Lankforda [12], Niiharę et al. [7]
i Blendella [13]. Zebrano je w Tabeli 1.
W metodzie bezpośredniej pomiaru K Ic wykonano 5
odcisków pod obciążeniem P = 98,1 N na wypolerowanej
powierzchni belki. Dla każdego odcisku wyznaczano K Ic
na podstawie wzorów przytoczonych w Tabeli 1, biorąc
wartości średnie długości pęknięć c oraz połówek przekątnych odcisku a. Moduł Younga E mierzono metodą
zginania trójpunktowego belek o wymiarach 1 mm × 4 mm
× 50 mm przy odległości podpór L = 40 mm poprzez
zrejestrację wielkości ugięcia próbki y w funkcji przyłożonego obciążenia P. Wartości ugięcia rejestrowano za
pomocą czujnika indukcyjnego umieszczonego w strzałce
ugięcia belki. Obciążenie przykładano ze stałą prędkością
wynoszącą 0,5 mm/min do Pk < Pc, gdzie Pc oznacza obciążenie niszczące. Test przeprowadzono na 5 próbkach.
Wartość modułu sprężystości E liczono z następującego
wzoru [6]:
E=
L2
L (1+ v)w
+
,
2L
bw 2C 4w
(6)
gdzie b oznacza szerokość próbki = 4 mm, w – grubość
próbki wynoszącą 1 mm, C = Δy/ΔP (stosunek przyrostu
ugięcia do przyrostu obciążenia), a stała Poissona ν = 0,3
[14].
Twardość H mierzono za pomocą twardościomierza
z wgłębnikiem Vickersa przy obciążeniu P = 98,1 N na wypolerowanych powierzchniach próbek. Wartości H liczono
ze wzoru:
H = 1,8544∙P/(2a)2
(7)
gdzie a oznacza połowę długości przekątnej odcisku Vickersa, a P obciążenie. Do wzorów (2)-(5) wstawiano wartość twardości będącą średnią z 5 pomiarów.
W pozostałych metodach pomiaru KIc, pęknięcia
Vickersa odgrywały rolę kontrolowanych pęknięć wstępnych
wprowadzonych do próbek, które poddawano następnie testom wytrzymałości na zginanie. Szczegóły przeprowadzonych testów opisane są poniżej.
I. Pomiar wytrzymałości próbek z wprowadzonymi uprzednio pęknięciami Vickersa pod obciążeniem P = 98,1 N.
Pośrodku wypolerowanych powierzchni boków pięciu badanych belek wykonywano odcisk Vickersa, tak żeby jedna
MATERIA£Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 67, 4, (2015)
379
M. B
, Z. L
, W. W
, M. G
, M. O
, K. P
, A. W
, I. W
, M. K
Tabela 2. Wartości odporności na pękanie KIc otrzymane różnymi metodami.
Tabela 2. Values of fracture toughness KIc obtained by various methods.
Wzór
(1)
(2)
(3)
(4)
(5)
(8)
(10)
(13)
KIc [MPa∙m1/2]
1,8±0,2
1,0±0,1
1,4±0,1
1,4±0,1
1,5±0,2
1,4±0,1
1,2±0,1
1,3±0,03
KIc = 0,59(E/H)1/8(σcP1/3)3/4,
(8)
gdzie: σc oznacza wytrzymałość na zginanie czteropunktowe, liczoną ze wzoru:
σc =
1,5Pc (L − l )
bw
2
,
(9)
gdzie: Pc – obciążenie niszczące, L – odległość podpór dolnych = 20 mm, l – odległość górnych rolek naciskających =
10 mm, b = 4 mm, w = 2,5 mm.
II. Pomiar wytrzymałości próbek z wprowadzonymi
uprzednio pęknięciami Vickersa pod obciążeniem P = 98,1 N
po wygrzewaniu w temperaturze ok.1200 °C przez 2 h.
Wygrzewanie usuwa pole naprężeń szczątkowych powstałych wokół odcisku Vickersa [11]. W wyniku tego KIc
można policzyć z następującej zależności [15]:
KIc = Ψσcc1/2,
(10)
gdzie Ψ – współczynnik geometryczny zależny od kształtu
pęknięcia i sposobu obciążania próbki.
Wartość współczynnika ψ dla pęknięcia propagującego
od naroża odcisku Vickersa szacowano z wyrażenia [16]:
Ψ = 1,29
1,71e − 0,138e 2
1 + 1,464e1,65
,
(11)
gdzie e = c1/c (c1 – głębokość pęknięcia); wartość e wyliczano z zależności podanej w pracy [17]:
e=
0,82w
.
w + 1,486c
(12)
III. Pomiar propagacji pęknięć Vickersa.
Po wprowadzeniu pęknięcia Vickersa, do próbki przykładano obciążenie stanowiące początkowo ok. połowę przewidywanego obciążenia zniszczenia; stosowano szybkość
1 mm/min w układzie zginania czteropunktowego. Po odjęciu
obciążenia z szybkością 10 mm/min, próbkę przenoszono
na mikroskop optyczny (Neophot 2), gdzie mierzono długości pęknięć prostopadłych do krawędzi belki. Po powtórnym
umieszczeniu próbki w uchwycie na zginanie obciążano ją
siła większą o ok. 10 N niż poprzednio i cały cykl pomiarowy
powtarzano jak to opisano powyżej. Test prowadzono, aż do
zniszczenia próbki. Wartości KIc wyznaczono na podstawie
zależności wykorzystywanej w pracach [18] i [19]:
Ψσc2/P = KIcc1,5/P – χ,
380
MATERIA£Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 67, 4, (2015)
(13)
0,5
0,4
A = 1,3 B - 0,09
0,3
A
para biegnących z naroży odcisku pęknięć była prostopadła
do krawędzi próbki. Następnie wykonywano test wytrzymałości na zginanie czteropunktowe (opisany powyżej) w ten
sposób, żeby wprowadzone pęknięcia znajdowały się na
rozciąganej powierzchni belki pomiędzy górnymi rolkami
naciskającymi. Wartość KIc liczono z następującego wzoru
[15]:
0,2
0,1
0
0
0,1
0,2
0,3
0,4
0,5
B
Rys. 2. Zależność (13) we współrzędnych A = Ψσc2/P oraz B = c1,5/P.
Fig. 2. The relationship (13) in the coordinate system of A = Ψσc2/P
and B = c1,5/P.
gdzie: χ – współczynnik charakteryzujący pole naprężeń
szczątkowych wokół odcisku Vickersa, zaś σ – przyłożone
naprężenie.
Wyrażenia A = Ψσc2/P oraz B = c1,5/P wyznacza się
eksperymentalnie. Przedstawienie wielkości A w funkcji B
pozwala wyznaczyć KIc z nachylenia prostej prowadzonej
przez punkty doświadczalne, a χ jako punkt przecięcia tej
prostej z osią rzędnych. Test przeprowadzono dla 4 próbek
(jeden przy P = 49,1 N, dwa przy P = 73,6 N i jeden przy
P = 98,1 N).
Badania wytrzymałościowe prowadzono za pomocą maszyny wytrzymałościowej Zwick 1446, a odciski Vickersa
wykonywano za pomocą twardościomierza Zwick 3202.
Mikrostrukturę materiału analizowano na wypolerowanej
i wytrawionej chemicznie (we wrzącym wodnym roztworze
HCl) powierzchni próbki. Zdjęcia mikrostruktury oraz przełamów belek z karbem po badaniu KIc (obszar w pobliżu czoła
nacięcia) wykonano na elektronowym mikroskopie skaningowym AURIGA CrossBeam Workstation (Carl Zeiss). Wielkości ziaren szacowano za pomocą programu do analizy
obrazu firmy Clemex Techn. Inc metodą średnic Fereta.
3. Wyniki pomiarów i dyskusja
W Tabeli 2 zebrano wartości odporności na pękanie KIc
otrzymane różnymi metodami.
Wartości modułu Younga E = 158 ± 8 GPa i twardości
H = 7,5 ± 0,2 GPa użyto przy obliczeniach KIc na podstawie
wzorów (2-5). Na Rys. 2 przedstawiono zależność (13) we
współrzędnych A i B, z której wyznaczono wartości KIc oraz
χ. Na Rys. 3 zamieszczono zdjęcia mikrostruktury wytrawionej powierzchni zgładu materiału oraz jego przełamu.
Z ośmiu otrzymanych wartości KIc sześć jest zbliżonych do 1,4 MPa·m1/2, jedna dla wzoru Anstisa równa się
1 MPa·m1/2 i jedna dla belek z karbem – 1,8 MPa·m1/2. W Tabeli 3 przedstawiono wartości KIc otrzymane dla ceramiki
O
a)
Y2O3
b)
Rys. 3. Obrazy SEM mikrostruktury powierzchni zgładu (a) i przełamu (b) ceramiki Y2O3.
Fig. 3. SEM images of microstructure of polished (a) and fracture (b) surfaces of Y2O3.
Tabela 3. Porównanie wartości KIc otrzymanych przez różnych autorów dla Y2O3.
Table 3. Comparison of KIc values obtained for Y2O3 by various authors.
Źródło/Metoda→
↓
własne
belka
z karbem (1)
Anstis
et al. (2)
Lankford
(3)
Niihara
et al. (4)
(8)
P
[N]
1,4±0,1
98,1
KIc [MPa·m1/2]
1,8±0,2
1,0±0,1
1,4±0,1
1,4±0,1
[10]
-
1,3±0,1
1,7±0,1
1,7±0,1
-
10
[20]
1,9
-
1,8-2,0
1,8-2,0
1,5
100
W nawiasach umieszczono numery wzorów, z których wyliczono KIc; P oznacza obciążenie wgłębnika Vickersa.
Numbers of relationships used for KIc calculations are placed in brackets; P denotes load of a Vickers indent.
Y2O3 w temperaturze pokojowej przez innych autorów i porównano je z własnymi pokazanymi w Tabeli 2.
W [10] średnia wielkość ziaren ceramiki Y2O3 wynosiła 0,8
μm, a w [20] ok. 0,6 μm oraz 15 μm. Moduł Younga E w [10]
wynosił 176 ± 2 GPa, a twardość H = 8,8 ± 0,2 GPa, zaś
w [20] E = 175 GPa, a H = 6 – 7,8 GPa (odpowiednio dla
ceramiki z ziarnami 15 μm i 0,6 μm). Również mniejsze wartości KIc w [20] (Tabela 3) odpowiadają ceramice z większymi ziarnami. W [4] materiałom o wielkościach ziaren 6 μm,
18 μm i 44 μm odpowiadają KIc o wartościach odpowiednio
1,8 MPa∙m1/2, 1,2 MPa∙m1/2 i 1,2 MPa∙m1/2, z kolei w [5] materiałom o wielkościach ziaren 1,3 μm, 18 μm i 31 μm KIc
o wartościach 1,3 MPa∙m1/2, 1,8 MPa∙m1/2 i 1,6 MPa·m1/2. Widać z tego, że nie ma jakiejś wyraźnej zależności pomiędzy
wielkością ziaren a odpornością na pękanie. Stąd różnice
w wartościach KIc (Tabela 3) biorą się prawdopodobnie z takich wad mikrostrukturalnych jak np. porowatość i mikropęknięcia, powstających w trakcie procesu przygotowywania
próbek. Analiza przełamu pokazanego na Rys. 3b prowadzi
do wniosku, że pękanie ma charakter śródziarnowy, co jest
zgodne z obserwacjami przeprowadzonymi w [20].
4. Podsumowanie
W pracy przedstawiono wyniki pomiarów odporności
na pękanie KIc ceramiki Y2O3 o wielkości ziaren 6 ± 3 μm.
Pomiary przeprowadzono na belkach z karbem oraz na
próbkach z kontrolowanymi pęknięciami wprowadzonymi za
pomocą wgłębnika Vickersa. W przypadku tych ostatnich KIc
obliczano bezpośrednio z długości pęknięć, wykorzystując
wzory wybrane z literatury oraz na podstawie testów wytrzy-
małościowych, przeprowadzonych na belkach z pęknięciami
Vickersa. Sześć otrzymanych wyników dla próbek z odciskami Vickersa oscylowało wokół wartości 1,4 MPa·m1/2, jeden
wynosił 1 MPa·m1/2. Wynik dla belki z karbem był wyższy
i wynosił 1,8 MPa·m1/2.
Podziękowania
Praca powstała w ramach projektu, który został sfinansowany ze środków Narodowego Centrum Nauki przyznanych
na podstawie decyzji numer DEC-2011/01/B/ST8/02635.
Literatura
[1]
[2]
[3]
[4]
[5]
Wei, G.C.: Transparent ceramic lamp envelope materials,
J. Phys. Appl. D, 38, (2005), 3057-3065.
Boniecki M.: Właściwości mechaniczne i odporność na szoki
termiczne przeźroczystej ceramiki Y2O3 w funkcji mikrostruktury i temperatury, projekt badawczy NCN, nr rejestracyjny:
011/01/B/ST8/02635, realizowany od 13-12-2011 do 12-062015 r.
Boniecki, M., Librant, Z., Wesołowski, W., Gizowska, M.,
Osuchowski, M., Perkowski, K., Witosławska, I., Witek, A.:
Fracture mechanics of Y2O3 ceramics at high temperatures,
Advances in Science and Technology, 89 (2014), 88-93.
Boniecki, M., Jach, K., Librant, Z., Wesołowski, W.,
Węglarz, H., Gizowska, M., Krzysztof Perkowski, Witek, A.,
Witosławska, I.: Mechanika kruchego pękania ceramiki Y2O3,
Materiały Ceramiczne /Ceramic Materials/, 67, 1 (2015), 4347.
Boniecki, M., Librant, Z., Wesołowski, W., Gizowska, M., Osuchowski, M., Perkowski, K., Witosławska, I., Witek, A.: The
thermal shock resistance of Y2O3 ceramics, 14th International
Conference European Ceramic Society, 21-25 June 2015,
Toledo, Spain.
MATERIA£Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 67, 4, (2015)
381
M. B
, Z. L
[6]
[7]
[8]
[9]
[10]
[11]
[12]
[13]
[14]
[15]
[16]
[17]
[18]
[19]
[20]
, W. W
, M. G
, M. O
, K. P
Fett, T., Munz, D.: Subcritical crack growth of macrocracks
in alumina with R-curve behavior, J. Am. Ceram. Soc., 75, 4,
(1992), 958-963.
Niihara, K., Morena, R., Hasselman, D. P. H.: Evaluation of
KIc of brittle solids by the indentation method with low crackto-indent ratios, J. Mater. Sci. Lett., 1, (1982), 13-16.
Boniecki, M., Karczmarz, M.: Właściwości mechaniczne
przeświecalnego spinelu MgAl2O4, Materiały Elektroniczne
(Electronic Materials), 40, 4, (2012), 3-9.
Matsumoto, R. L. K.: Evaluation of fracture toughness determination methods as applied to ceria-stabilized tetragonal zirconia polycrystal, J. Am. Ceram. Soc., 70, 12, (1987),
C-366-C-368.
Albayrak, I. C., Basu, S., Sakulich, A., Yeheskel, O., Barsoum,
M. W.: Elastic and mechanical properties of polycrystalline
transparent yttria as determined by indentation techniques,
J. Am. Ceram. Soc., 93, 7, (2010), 2028-2034.
Anstis, G. R., Chantikul, P., Lawn, B. R., Marshall D. B.: A critical evaluation of indentation techniques for measuring fracture toughness: I. Direct crack measurements, J. Am. Ceram.
Soc., 64, 9, (1981), 533 – 538.
Lankford, J.: Indentation microfracture in the Palmqvist crack
regime: implication for fracture toughness evaluation by the
indentation method, J. Mater. Sci. Lett., 1, (1982), 493-495.
Blendell, J. E.: The origin of internal stresses in polycrystalline alumina and their effects on mechanical properties,
Ph.D. Thesis, Massachusetts Institute of Technology, Cambridge, MA, (1979).
Harris, D. C.: Durable 3 – 5 mm transmitting infrared window
materials, Infrared Physics & Technology, 39, (1998), 185201.
Chantikul, P., Anstis, G. R., Lawn, B. R., Marshall, D. B.:
A critical evaluation of indentation techniques for measuring
fracture toughness: II. Strength method, J. Am. Ceram. Soc.,
64, 9, (1981), 539-543.
Smith, S. M. Scattergood, R. O.: Crack shape effects for indentation fracture toughness measurements, J. Am. Ceram.
Soc., 75, (1992), 305-315.
Krause, R. F.: Flat and rising R-curves for elliptical surface
cracks from indentation and superposed flexure, J. Am.
Ceram. Soc., 77, (1994),172-178.
Sglavo, V. M., Melandri, C., Guicciardi, S., De Portu G., Dal
Maschio, R.: Determination of fracture toughness in finegrained alumina with glassy phase by controlled indentationinduced cracks at room and high temperature, Fourth EuroCeramics, 3, (1995), 99-106.
Boniecki, M.: Badanie właściwości ceramiki metodą kontrolowanego rozwoju pęknięć Vickersa, Materiały Elektroniczne, 24, 1, (1996), 28-34.
Desmaison-Brut, M., Montintin, J., Valin, F., Boncoeur, M.:
Influence of processing condition on the microstructure and
mechanical properties of sintered yttrium oxides, J. Am.
Ceram. Soc., 78, 3, (1995), 716-722.

Otrzymano 7 września 2015, zaakceptowano 18 listopada 2015.
382
MATERIA£Y CERAMICZNE /CERAMIC MATERIALS/, 67, 4, (2015)
, A. W
, I. W
, M. K