ZrB2 および ZrB2 を組み込んだ TaN の微細構造およびナノインデンテーションの研究

Jan 25, 2024

Scientific Reports volume 12、記事番号: 13765 (2022) この記事を引用

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この研究では、ZrB2-SiC-TaN および ZrB2-TaN セラミックの焼結性と微細構造を評価しました。 2000 °C、30 MPa で 5 分間のスパークプラズマ焼結により、両方のセラミックが生成されました。 TaN を含む ZrB2 セラミックの相対密度は 95.3% でした。 SiC を添加すると、この値は 98.1% に増加しました。 ZrB2 表面酸化物の除去に対する SiC の貢献は、緻密化の進展における主な要因でした。 TaN と ZrB2 の界面における六方晶系窒化ホウ素のその場形成は、高分解能透過型電子顕微鏡、電界放射型電子プローブマイクロアナライザー、X 線回折測定、および電界放射型走査型電子顕微鏡によって確認されました。さらに、SiC-SiO2 プロセスの副産物としてその場でグラファイトが生成される可能性があり、そのため三元系における酸化物化合物の還元が促進されます。 SiC 化合物は最も高い硬度 (29 ± 3 GPa) を持ち、一方、ZrB2/TaN 界面は弾性率 (473 ± 26 GPa) と剛性 (0.76 ± 0.13 mN/nm) の最大値を示しました。

ホウ素または炭素を周期表の第 4 族または第 5 族の遷移金属と組み合わせると、高融点 (> 3000 °C) の超高温セラミック (UHTC) として知られる物質のカテゴリーが生成されます。 4. UHTC の中でも、ZrB2 は、優れた硬度、高い弾性率、優れた熱的および化学的安定性など、多くの興味深い特性を備えています 5、6、7、8。その特別な品質により、るつぼ、装甲、熱シールド、前縁、タービンブレード、その他の用途に適した材料となっています9、10、11、12。さらに、ZrB2 は高い導電性を備えているため、放電デバイスや電極の製造に適した物質となっています 13、14。ただし、ZrB2 は共有結合が強く、自己拡散が低いため、焼結性が劣ります。特に、高温での耐酸化性が低く、破壊靱性が低いため、ドープされていない ZrB2 複合材料の使用が制限されています 15、16、17。多くの研究が、ZrB2 複合材料の製造に高度な焼結技術を利用すること、および/または適切な焼結添加剤を ZrB2 複合材料に組み込むことによって、前述の制限を克服しようと試みてきた。製造プロセスに関して、研究者らは、高度な焼結技術（放電プラズマ焼結（SPS）など）を使用すると、典型的な粉末冶金技術と比較して、ZrB2 ベースのセラミックの緻密化挙動と機械的特性を改善できることを示しました18,19。、20。焼結手順中に、SPS プロセスは粉末粒子に外部圧力とスパーク現象を加え、焼結温度と滞留時間を大幅に短縮します 21、22、23。二次相に関しては、さまざまな金属バインダーと添加剤が ZrB2 複合材料の品質に及ぼす影響が調査されています 24。 Nguyen らは、ZrB2-SiC セラミックの圧密挙動に対する焼結温度の影響を評価しました 25。彼らは、ZrB2 マトリックスに 30 vol% の SiC を組み込みました。ホットプレス技術を使用して、3 つの異なる焼結温度 (2050、1850、および 1650 °C) でサンプルを 10 MPa で 60 分間焼結しました。彼らは、1650 °C では断片化と粒子の再配列が 2 つの重要な緻密化メカニズムの経路であるが、2050 °C ではおそらく拡散が最も重要なメカニズムの経路であることを実証しました。さらに、1850 °C では塑性変形が主な圧密プロセスであることが確認されました。その結果、2050 °C の焼結温度でほぼ完全に緻密な試験片が生成されました。その相対密度値は、1650 °C で製造された試験片の密度よりも 8% パーセント高かったです。高解像度の微細構造研究と X 線回折 (XRD) 分析により、適用された焼結条件下での ZrB2-SiC の不活性性が検証されました。 Wu et al.26 は、B4C、Si3N4、および ZrB2 の初期組成から反応性 SPS を介して ZrB2-SiC-BN セラミックを製造しました。透過型電子顕微鏡 (TEM) および走査型電子顕微鏡 (SEM) の評価により、SPS プロセス中にナノおよびマイクロサイズの粒界六方晶窒化ホウ素 (hBN) が生成することが実証されました。 SiC の平均粒径に対する hBN の影響は無視できますが、hBN の量が増加すると、最終試験片のマトリックスが大幅に微細化される可能性があります。 Nguyen ら 27 は、ホットプレス技術を 10 MPa、1900 °C、120 分間使用して ZrB2-SiC-AlN セラミックを製造しました。製品の特性は、焼結挙動と微細構造の特徴の観点から分析されました。 AlN は、準備されたサンプルの緻密化挙動に大きな影響を及ぼし、その結果、ほぼ完全に緻密なセラミックが得られました。熱力学分析、XRD 結果、および微細構造画像はすべて、ホットプレス中のグラファイトの現場生産を裏付けています。さらに、粒子は複合材料の破断面に応じて全体的に粒状に破砕されており、構成粒子が強く結合していることがわかりました。 Ahmadi ら 28 は、さまざまな量の Si3N4 を含む ZrB2-SiC 複合材料を研究しました。彼らは、完全に緻密な試験片を得るために、1900 °C での焼結手順としてホットプレスを利用しました。 Si3N4 と B2O3 表面酸化物の間の反応により、hBN が形成されました。さらに、フェノール樹脂の添加の熱分解中に生成される炭素、ZrB2、および Si3N4 が反応に関与し、ZrC および hBN 成分がその場で生成されます。

この研究では、ZrB2 および ZrB2-SiC 複合材料の微細構造と焼結挙動に対する TaN 含有物の影響が研究されました。両方の試験片は、SPS プロセスを使用して、圧力 30 MPa、温度 2000 °C で 5 分間焼結されました。製造されたセラミックスは、電界放射型電子プローブマイクロアナライザー（FE-EPMA）、電界放射型SEM（FESEM）、高分解能TEM（HRTEM）、XRD、蛍光X線（XRF）などの最先端技術を利用して分析されました。 X線光電子分光法（XPS）。

ZrB2-TaN および ZrB2-SiC-TaN セラミックを製造するために、TaN、SiC、および ZrB2 粉末を表 S1 に示されている組成に従って混合しました。 TaN の粒径は約 5 μm、純度は 99.5% でした。さらに、SiC と ZrB2 の純度はそれぞれ 99.2% と 99.8% であり、粒子サイズはそれぞれ約 3 μm と約 2 μm でした。一次混合物をエタノールに分散させ、超音波で８０分間混合した。混合物を磁気ホットプレート上およびオーブン内で完全に乾燥させた。次に、混合物をグラファイト型に充填し、30 MPa、2000 °C で 5 分間 SPS 処理しました。作製したセラミックスの表面は、黒鉛箔を除去した後、研磨シート（番号８０〜５０００）を用いて研磨した。ダイヤモンド研磨ディスクを使用して、研磨プロセス中に複合材料に残った表面の傷を完全に除去しました。

SPSed 複合材料の相対密度は、理論密度に対する嵩密度の比率として計算されました。焼結したままのセラミックの結晶構造は、XRD (Bruker D8 Advance) 分析によって検証されました。 FESEM (Zeiss、SUPRA 55VP) および HRTEM (JEOL JEM-2100F) を微細構造評価に使用し、FE-EPMA (JEOL JXA-8530F) を使用して製造された複合材料の元素分布を評価しました。さらに、XPS (VG Scientifics、Sigma プローブ、Al K ソース) および XRF (島津製作所、XRF-1800) を利用して、セラミックの考えられる元素結合および元素組成を決定しました。 HSC ソフトウェア (バージョン 6) は、SPS 手順全体で発生する可能性のある化学相互作用を分析するために実行されました。既存の相の機械的特性は、ピラミッド型の先端を備えたナノインデンター (Agilent G200、米国) を使用して測定されました。各段階で 6 つの印象が作成され、荷重 - 変位曲線から関連情報が取得されました。使用した変数は、5 秒の保持時間で 40 mN/S の荷重速度、および 400 mN の最大荷重でした。各点の硬度は、Oliver-Pharr 法を使用して計算されました (サポート情報を参照)。研磨されたセラミックの微小硬度は、ダイヤモンド圧子を備えた Eseway Vickers 試験機を使用し、0.3 kg の荷重で 15 秒間測定されました。ビッカース硬度計を使用したマクロ硬度の試験設定は、30 kg の荷重と 15 秒でした。

図S1a〜cは、この調査で使用した購入したままの原材料のFESEM画像とXRDパターンを示しています。 ZrB2 および SiC 粉末の XRD パターンによれば、微量の酸化物 (ZrO2 および SiO2) が存在します。 Zr および Si 元素は酸素との反応性が高いため、セラミックや金属の粉末の表面に酸化物が含まれていることが頻繁に報告されています。 ZrO2 酸化物は ZrB2 粉末の唯一の結晶相として発見されていますが、B2O3 を避けることはできません 29。文献によると、ホウ化物ベースのセラミックの焼結プロセス中の蒸発と凝縮の反応速度により、B2O3 が粒子の粗大化に寄与する可能性があります 30。一般に、酸化物種の存在は、冶金学的に製造された複合材料の緻密化挙動に悪影響を及ぼします。さらに、表面酸化物の存在は、特に長い浸漬時間を必要とする手順において、過度の粒子成長を引き起こします。それらは、隣接する粒子間の強い結合の形成を阻害します31、32。これらの現象は、製造された複合材料の機械的特性を低下させます。第 2 相の存在により焼結プロセス中に酸化物が除去される場合、最終製品の品質は大幅に向上します 33,34。さらに、一部の低沸点酸化物 (B2O3 など) を除去するための SPS アプローチが効果的であることが証明されています 35,36。 TaN粉末のXRDパターン（図S1c）によれば、TaNの通常のピークに加えて、Ta2N関連のピークが検出されました。

当初、ZrB2-TaN セラミックスと ZrB2-SiC-TaN セラミックスの予測相対密度は、それぞれ 95.3% と 98.1% でした。 ZrB2-TaN セラミックの残留気孔率は 4.7% でしたが、SiC の添加により相対密度が向上しました (約 3%)。この改善は、二元系と比較して三元系の焼結性が高いことによるものです。図 1 は、SiC を含む場合と含まない場合で製造されたセラミックの XRD パターンを示しています。 ZrB2-TaN 複合材料の XRD パターンは、2θ = 26.5°および 54.6°で現場で生成された hBN に関連する 2 つのピークを明らかにします。 hBN 相、元の ZrB2 および TaN 成分に加えて、他の化合物は XRD パターンで識別できませんでした。

ZrB2-TaN および ZrB2-SiC-TaN セラミックの XRD パターン。

サンプルは、SPS 手順の複数の段階で高密度化できます。まず、粉末粒子の接触点を介してかなりの量の電流が流れ、その結果、局所的な温度が上昇します。このような現象は、一部の主成分だけでなく、表面酸化物のイオン化/蒸発/溶融でも発生する可能性があります。これらの位相変化の 1 つが式 1 に示されています。 (1) 最初の ZrB2 粒子に B2O3 が存在する場合、溶融します。 B2O3 が初期段階で蒸発すると、局所的な温度が上昇する可能性があることに注意してください37。 B2O3 とは対照的に、ZrB2 の他の表面酸化物 (ZrO2 など) は極度の高温でも安定です 38。焼結中の ZrO2 の耐久性は、ZrB2-TaN 複合材料の焼結性に最も大きな影響を与えます。実際、この系には、この酸化物を他の化合物に変換する還元剤は存在しませんでした。ただし、ZrB2 ベースの材料の緻密化の最初のメカニズムは、1750 °C 未満の温度で起こる粒子の断片化と再配列です。加えられる圧力もこのメカニズムに大きな影響を与えます。さらに、粉末粒子間の電気アークとプラズマの生成により、この段階でネックの形成が起こります。 ZrB2 系の 2 番目の緻密化ステップは 1750 °C 以上の温度で起こり、塑性変形が優勢となり、粒子間でアクセス可能な細孔のかなりの部分が除去されます。焼結温度が 2000 °C に達すると、拡散緻密化メカニズムが活性化されます。現時点では、hBN がその場で形成される可能性がかなりあります。ホウ素および窒素原子は、ZrB2 マトリックスと TaN 添加剤の界面での元素の拡散中にその場相を生成する可能性があります。同様の挙動が TiB2-TiN 系でも観察されました。

図 1 は、ZrB2-SiC-TaN 複合材料の XRD パターンを示しています。 ZrB2-SiC 複合材料と同様に、元の相に加えて hBN 相も区別できました。緻密化のメカニズムは、以前の複合材料のメカニズムと同様である可能性があります。三元系の相対密度が二元系よりも高い理由については、以下で説明します。前述したように、表面酸化物の存在は圧密を妨げる可能性があります。式に基づく。 (2) ZrB2 に SiC が存在すると、酸化物が除去される可能性があります。その結果、ZrO2 と B2O3 は両方とも SiC と反応して、ZrB2 や他のガス状化合物を生成する可能性があります。

SiO2 の表面酸化物は SiC 相と相互作用する可能性があり (式 3)、その結果グラファイトとガス状 SiO がその場で形成されます。関連する XRD パターンではグラファイトは観察されず、生成された炭素が SPS 手順中に他のプロセスに関与したことを示しています。

両方の等式。 (4) と (5) は、生成されたグラファイトの 2 つのもっともらしい消費反応を示唆しています。炭素は ZrO2 および B2O3 と化学的に相互作用して ZrB2 を生成します (式 4)。対照的に、炭素は 3 つの酸化物相 (ZrO2、SiO2、B2O3) の一部と反応して、その場で ZrB2 と SiC を生成します。言い換えれば、ZrB2-TaN 複合材料に SiC が存在すると、接触可能な表面酸化物が元の相に還元される一連の反応が生じ、その結果、調製された複合材料の焼結性が向上します。図 2 は、式 (1)、(2) のギブズ自由エネルギー (ΔG°) の温度依存性を示しています。 (2-5)。すべての反応は 2000 °C で負の ΔG° 値を示し、調査した焼結条件での実現可能性を証明しました。

ΔG° 式の温度依存性 (2-5)。

XRF および XPS 法を使用して、ZrB2-SiC-TaN セラミックの三元構造を分析しました。 XRF 研究 (図 3) は、低原子量 (B、N、C、および O) を除く、ZrB2-SiC-TaN セラミックの元素成分 (Zr、Ta、および Si) を表示します。図 4 は、ZrB2-SiC-TaN 複合材料のサーベイ XPS 分析を示しています。図 S2 は、C 1 の XPS 分析を表します。 C-Ta および C-Zr の結合エネルギーに関連する 2 つのピークが明らかになります。 ZrB2/SiC と TaN/SiC の間の界面領域は拡散結合を形成する可能性があります。しかし、XRD 分析の感度はこの影響を検出できるほど十分ではありませんでした。

ZrB2-SiC-TaN セラミックの XRF 分析。

ZrB2-SiC-TaNセラミックのXPS分析。

図 5a と図 6a は、それぞれ ZrB2-TaN セラミックスと ZrB2-SiC-TaN セラミックスの研磨表面の二次電子 FESEM 画像を示しています。三元セラミックは二元セラミックよりも多孔性が低いことは明らかであり、これは調製されたセラミックの相対密度と一致しています。前述したように、SiC を添加すると SPS プロセス中に表面酸化物種が除去され、複合材料の焼結性が向上します。

（aおよびb）ZrB2-TaNの研磨表面のFESEM画像、および（c〜f）対応するEPMA結果。

（aおよびb）ZrB2-SiC-TaNの研磨表面のFESEM画像、および（c〜h）対応するEPMA結果。

図5a、bは、ZrB2-TaNセラミックの研磨表面のFESEM画像を示しています。明るい色の相は、ZrB2 マトリックス (灰色の相) 内に均一に分布している TaN に起因します。 EPMA分析（図5c〜f）によると、ZrB2とTaN化合物の界面で拡散が発生しました。このような領域では、固溶体 (Zr、Ta、BN) が形成される可能性があります。図5d、fを比較することにより、特定の領域にはホウ素と窒素の両方が豊富であることが推測できます。これらの部位は図 5d (赤いゾーン) ではっきりと見ることができます。この結果は、XRD 分析、特に界面での ZrB2 と TaN 成分間の相互作用の結果としての hBN 相のその場形成と完全に一致しています。これら 2 つの相間の元素拡散中に、一部のホウ素原子と窒素原子が結晶構造内のその場所を離れ、hBN 相のその場での生成に寄与する可能性があります。

図6a、bは、ZrB2-SiC-TaNセラミックの研磨表面のFESEM顕微鏡写真を示しています。 EPMA分析（図6c〜h）によると、輝かしい相、暗い相、および灰色の相は、それぞれTaN添加剤、SiC強化剤、およびZrB2マトリックスに関連しています。 ZrB2 マトリックス内での TaN と SiC の均一な分布は、粉末混合物が適切に調製されたことを示しています。 ZrB2-TaN セラミックと同様に、ZrB2-TaN および ZrB2-SiC 界面領域に拡散結合が見られます。さらに、hBNの形成は、ホウ素と窒素の濃度が高い場所であればどこでも可能です（図6d、h）。

図 7a は、2 つの隣接する ZrB2 粒子の相互作用の TEM 画像を示しています。これは、SPS プロセス中に表面の欠陥が除去され、隣接する ZrB2 粒子が強力な結合を形成できることを示しています。焼結プロセス中に、外部圧力により界面領域の両側に特定の転位が形成されます。 ZrB2/TaN 界面はきれいに見えます (図 7b)。ただし、高倍率での界面領域画像では目に見える粒界は検出できません（図7c）。結果として、これらの 2 つの相は実質的に一緒に拡散し、強力な結合を生み出す可能性があります。 TEM 顕微鏡写真と逆高速フーリエ変換 (IFFT) 画像は、TaN 相内の転位の存在を明らかにします (図 7d)。外部圧力（転位の生成の潜在的な説明として）に加えて、利用可能な成分の熱膨張係数間の不一致が転位の形成につながる可能性があります。この挙動は、焼結プロセスの冷却段階でより顕著になります。

(a – c) ZrB2-SiC-TaN セラミックの TEM および HRTEM 画像、および (d) 関連する IFFT 画像。

三元複合材料は、ナノインデンテーション技術を利用して検査されました。この複合材のさまざまなコンポーネントに関連するいくつかの荷重 - 変位曲線を図 8 に示します。表面粗さのため、Oliver-Pharr 法による硬度の計算 (サポート情報を参照) によりデータが伝播します 39,40。一般的な手法を適用して浸透深さを評価すると、表面付近の硬度が大きく変化します。たとえば、突起にかかる応力が低いと、圧子の先端の滑りが発生する可能性があります。その結果、投影面積/くぼみ深さの達成値は、凹みのある表面または平らな表面で得られる値よりも大きくなり、硬度値が低くなります。つまり、小さなしわによって、単一相を考慮した場合の硬度値が変化する可能性があります。表 1 によると、ZrB2 および界面領域の硬度、弾性率、および剛性の値の順序は次のとおりです。 SiC > ZrB2/SiC 界面 > ZrB2/TaN 界面 > ZrB2 > TaN (硬度)、ZrB2/TaN 界面 > SiC > ZrB2 > TaN > ZrB2/SiC 界面 (弾性率)、および ZrB2/TaN 界面 > SiC > TaN > ZrB2 > ZrB2/SiC 界面 (剛性)。

ZrB2-SiC-TaNセラミックのナノインデンテーション結果。

弾性率は材料の固有の特徴であり、原子の結合力と結晶構造に依存します。隣接する相間に強い結合が形成されることで、界面領域の高い機械的特性が得られます。たとえば、ZrB2/SiC は、ZrB2 よりも高い 25 GPa の硬度値を達成できました。 SiC が ZrB2 と比較して硬度が高いことは明らかです。ただし、強力な結合が形成されない場合、界面硬度は周囲の相よりも大幅に低くなる可能性があります。

総機械的仕事 (Ut) と弾性エネルギー (Ue) は、荷重 - 変位曲線の各セクションの下の面積を計算することで測定できます。その後、Eq. (6) は塑性エネルギー (上) を推定するために使用できます 41,42,43。

ZrB2 と注目の界面の塑性指数 (Up/Ut) と弾性回復 (Ue/Ut) が計算されます。これらの値 (あらゆる材料に対する 2 つの重要な要素) を表 1 と図 9 に示します。弾性回復は衝撃荷重に対する化合物の抵抗力を示し、可塑性指数は塑性変形下でのコンポーネントの自然な応答を示します41、42、43。。図 9 に基づくと、ZrB2 が最も高い塑性回復力を示し、一方、TaN は最も高い弾性回復力を示しました。表 2 は、ZrB2-SiC-TaN セラミック相の計算された総エネルギー、塑性エネルギー、弾性エネルギー、塑性指数、および弾性回復を示しています。

ZrB2-SiC-TaNセラミックにおけるさまざまな相の塑性指数と弾性回復。

弾性回復と可塑性指数 (ナノインデンテーションの弾性エネルギーと塑性エネルギーに相関) は、セラミックマトリックスと複合材料の機械的性能を評価する指標です。弾性回復 (Ue/Utot) は、荷重後に解放できるエネルギーの量を示します。 Up/Utot は、材料本来の柔軟性に関連しています。表 1 および 2 に示すように、TaN は最も低い硬度、可塑性指数 (Up/Utot 比)、弾性率、および最も高い弾性回復率を持っています。さらに、その中間の硬度 (SiC と TaN の間) にもかかわらず、ZrB2 相は弾性を示します。調査されたすべての領域の回復。

表 S2 は、焼結したままの複合材料のビッカース硬度の値を示しています。 SiC を含まない試験片の微小硬度は 15.2 GPa、巨視的硬度は 14.3 GPa でした。ただし、SiC 強化の導入後、これらの値は両方とも約 15% 増加しました。残留気孔率と組成が増加に最も影響を与える 2 つの要因であると考えられます。

SiC 強化ありおよびなしの ZrB2-TaN セラミックの焼結挙動と微細構造特性を調査しました。焼結条件は 2000 ℃、30 MPa、5min とし、作製手順として放電プラズマ焼結を適用した。ＳｉＣを含まないセラミックの残留気孔率は４．７％であったのに対し、ＳｉＣ含有セラミックの残留気孔率は１．９％であった。 ZrB2-SiC-TaN セラミックを SiC を含まない試料と比較すると、ZrB2-SiC-TaN セラミックの相対密度が向上したのは、おそらく ZrB2 の表面酸化物の除去に対する SiC の影響によるものと考えられます。さらに、SiO2 は母相 (SiC) によってグラファイトと気相に還元される可能性があることが確認されました。生成されたグラファイトは、SPS プロセス中のさらなる酸化物の除去にも役立ちます。さらに、XRD測定と微細構造観察により、ZrB2とTaNの界面での拡散現象の結果として、二元複合材料と三元複合材料の両方でhBNがその場合成されることが示された。最後に、SiC 相は最も高い硬度値 (29 ± 3 GPa) を示し、一方、ZrB2/TaN 界面は最大の弾性率 (473 ± 26 GPa) と剛性 (0.76 ± 0.13 mN/nm) を示しました。

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この研究は、科学情報通信部（2018M3A9H102314121、2020H1D3A1A04081409、2020M2D8A206983011、2021R1A4A3027878、2020M2D8A1066203、および2022R111A1A0106757211）。韓国国立研究財団を通じた基礎科学研究プログラム (2017R1A2B3009135) の財政的支援にも感謝します。さらに、この研究は、韓国農村開発局農業科学技術開発共同研究プログラム（プロジェクト番号 PJ01706702）の支援を受けて実施されました。

イラン、アルダビールのモハゲグ・アルダビリ大学先端技術学部工学科学科

セイエド・アリ・デルバリ & アッバス・サバヒ・ナミニ

ソウル国立大学先端材料研究所材料科学工学部、ソウル、08826、韓国

ソンヨン・リー、ジンハン・ワン、ホ・ウォン・チャン、モハマドレザ・ショコウヒメフル

韓国物質科学研究所先端ナノ表面部門、昌原市、51508、韓国

チョン・ソンフン

粉末/セラミックス研究部門、韓国材料科学院、昌原市、51508、韓国

シーフン・リー

韓国科学技術研究院革新的企業協力センター、韓国ソウル市城北区花郎路14ギル

チュ・ファン・チャ

材料科学工学部、高麗大学グリーン製造技術研究所、145、Anam-ro Seongbuk-gu、Seoul、02841、韓国

チョ・ジンヒョク＆キム・スヨン

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MS、ASN、SYK がこのアイデアを設計および考案しました。 SJL、SHL、SAD、JHC、JHCがサンプルを用意しました。 SJL、SHL、SAD、JHC、JW、SL、および MS が分析と特性評価を支援しました。 ASN、HWJ、SYK、MS がプロジェクトを開発し、原稿を改訂しました。 ASN、SYK、MS がプロジェクトを監督しました。著者全員が科学的な議論と原稿の準備に貢献しました。

アッバス・サバヒ・ナミニ氏、スヨン・キム氏、またはモハマドレザ・ショコウヒメフル氏への通信。

著者らは競合する利害関係を宣言していません。

シュプリンガーネイチャーは、発行された地図および所属機関における管轄権の主張に関して中立を保ちます。

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転載と許可

Delbari, SA、Namini, AS、Lee, S. 他 TaN を組み込んだ ZrB2 および ZrB2-SiC セラミックの微細構造とナノインデンテーションの研究。 Sci Rep 12、13765 (2022)。 https://doi.org/10.1038/s41598-022-17797-6

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受信日: 2021 年 12 月 8 日

受理日: 2022 年 7 月 31 日

公開日: 2022 年 8 月 12 日

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-17797-6

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