セラミック - 株式会社チェリーブロッサム

Scientific Reports volume 12、記事番号: 21486 (2022) この記事を引用

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CoCrFeNi は、十分に研究されている面心立方晶 (fcc) 高エントロピー合金 (HEA) であり、優れた延性を示しますが、強度は限られています。本研究は、アーク溶解ルートを使用してさまざまな量の SiC を添加することにより、この HEA の強度と延性のバランスを改善することに焦点を当てています。ベース HEA に存在するクロムは、溶融中に SiC の分解を引き起こすことがわかっています。その結果、遊離炭素とクロムとの相互作用により炭化クロムがその場で形成されるが、遊離シリコンはベースHEAの溶液中に残り、および/またはベースHEAの構成要素と相互作用してシリサイドを形成する。 SiC量の増加に伴う微細構造相の変化は、fcc→fcc+共晶→fcc+炭化クロム小板→fcc+炭化クロム小板+ケイ化物→fcc+炭化クロム小板+ケイ化物+グラファイト小球/薄片の順序に従うことが判明した。従来の合金と高エントロピー合金の両方と比較して、得られた複合材料は非常に広範囲の機械的特性 (60% 以上の伸びでの 277 MPa から 6% の伸びでの 2522 MPa までの降伏強度) を示すことがわかりました。開発された高エントロピー複合材料の一部は、優れた機械的特性の組み合わせ（降伏強度 1200 MPa、伸び 37%）を示し、降伏強度と伸びのマップにおいて以前は達成できなかった領域を占めました。顕著な伸びに加えて、HEA 複合材料の硬度と降伏強度はバルク金属ガラスの硬度と同じ範囲にあることがわかりました。したがって、高エントロピー複合材料の開発は、高度な構造用途のための優れた機械的特性の組み合わせを得るのに役立つと考えられています。

高エントロピー合金設計は、冶金分野における有望な新しい概念です 1,2。ハイエントロピー合金（HEA）は、場合によっては、高い熱安定性 3,4、超塑性伸び 5,6、耐疲労性 7,8、耐食性 9,10,11、優れた摩耗性 12 などの物理的および機械的特性の優れた組み合わせを示すことが示されています。 13、14、15、トライボロジー特性15、16、17、高温18、19、20、21、22および極低温でも優れた機械的性能23、24、25を備えています。 HEA における機械的特性の優れた組み合わせは、一般に、高い配置エントロピー 26、深刻な格子歪み 27、遅い拡散 28、およびカクテル効果 29 という 4 つの核となる効果の存在に起因すると考えられます。 HEA は一般に、FCC、BCC、および HCP タイプとして特徴付けられます。 FCC HEA は通常、Co、Cr、Fe、Ni、Mn などの遷移元素を含み、(極低温条件でも) 優れた延性を示しますが、強度は低いです。 BCC HEA は一般に、W、Mo、Nb、Ta、Ti、V などの高密度元素で構成されており、非常に高い強度を示しますが、延性と比強度が低くなります 30。

機械的特性のより良い組み合わせを得るために、機械的処理、熱機械的処理、および元素添加に基づく HEA の微細構造の変更が研究されてきました。高圧ねじりによる CoCrFeMnNi FCC HEA の激しい塑性変形により、硬度 (520 HV) と強度 (1950 MPa) の両方が大幅に増加することが判明しましたが、ナノ結晶微細構造 (~ 50 nm) の発達により、合金はもろい31． CoCrFeMnNi HEA に双晶誘起可塑性 (TWIP) と変態誘起可塑性 (TRIP) を導入すると、真の極限引張強さの値が低くなるにもかかわらず、良好なひずみ硬化能力が付与され、大きな引張延性が得られることがわかりました。（1124MPa）32．ショットピーニングを使用して CoCrFeMnNi HEA に階層的な微細構造（薄い変形層と未変形のコアで構成される）を開発すると強度が向上しましたが、その向上は約 700 MPa にとどまりました 33。非等原子元素添加を使用した多相高エントロピー合金および共晶高エントロピー合金の開発も、強度と延性のより優れた組み合わせを備えた材料の探求において研究されてきました34,35,36,37,38,39,40,41。。共晶高エントロピー合金における硬質相と軟質相の微細な分布により、強度と延性の比較的良好な組み合わせが得られることが実際に判明した 35,38,42,43。

CoCrFeNi 系は単相 fcc 高エントロピー合金として広く研究されています。このシステムは、急速なひずみ硬化特性 44 と、極低温および高温の両方で優れた延性を備えています 45,46。比較的低い強度（約 300 MPa）を改善するためにさまざまな試みがなされてきました 47,48。これには、結晶粒微細化 25、多相微細構造 49、析出 50、51、52、および変態誘起塑性（TRIP）53 が含まれます。強冷間引抜きによる鋳放しの fcc CoCrFeNi HEA の結晶粒微細化により、強度は約 300 MPa47,48 から 1.2 GPa25 に向上しましたが、延性は 60% 以上から 12.6% に低下しました。 Al の添加により CoCrFeNi HEA に発達した多相微細構造により、降伏強度は 786 MPa まで増加し、伸びは約 22% になりました 49。 CoCrFeNi HEA に Ti と Al を添加した析出物の形成による析出強化により、降伏強さは 645 MPa まで増加し、伸びは 39% になりました 51。 TRIP メカニズム (fcc → hcp マルテンサイト変態) と双晶化により、CoCrFeNi HEA の引張強さは 841 MPa まで増加し、破断伸びは 76% になりました。

強度と延性のより良い組み合わせを示すことができる高エントロピー複合材料の開発のために、fcc マトリックス HEA にセラミック強化材を追加することも試みられています。高エントロピー複合材料は、真空アーク溶解44、機械的合金化45、46、47、48、52、53、スパークプラズマ焼結46、51、52、真空ホットプレス45、熱間静水圧プレス47、48および積層造形43、50プロセスによって開発されてきた。 WC44,45,46、Al2O347、SiC48、TiC43,49、TiN50、Y2O351 などの炭化物、酸化物、窒化物は、HEA 複合材料の開発のためのセラミック強化材として使用されています。適切な HEA マトリックスとセラミック相の選択は、強くて丈夫な HEA 複合材料を設計および開発するために特に重要です。現在の研究では、CoCrFeNi がマトリックス材料として選択されました。さまざまな量の SiC が CoCrFeNi HEA に添加され、微細構造、相構造、および機械的特性に対するそれらの影響が研究されています。

元素ペレットの形態の高純度 Co、Cr、Fe、Ni 金属 (99.95 wt.%) と SiC 粉末 (純度 99%、サイズ～400 メッシュ) が、HEA 複合材料の開発の原料として使用されました。まず等原子 CoCrFeNi HEA 組成物を半球状の水冷 Cu 型に入れ、その後チャンバーを 3 × 10-5 mbar まで真空排気しました。非消耗品のタングステン電極を使用してアーク溶解に必要な真空レベルを得るために、高純度アルゴンが導入されました。良好な均質性を確保するために、製造されたままのインゴットボタンを 5 回裏返して再溶解しました。異なる組成の高エントロピー複合材料は、製造されたままの等原子 CoCrFeNi ボタンに一定量の SiC を添加することによって調製され、いずれの場合も 5 回ひっくり返して再溶解することによって再均質化されました。得られた複合材料の鋳放しボタンは、さらなる試験と特性評価のために、放電加工を使用して切断されました。微細構造研究用のサンプルは、標準的な金属組織学的手順を使用して調製されました。サンプルは最初に光学顕微鏡 (Leica Microscope DM6M) を使用して検査され、定量的位相分析には Leica 画像解析ソフトウェア (LAS Phase Expert) が使用されました。異なる領域で撮影された 3 枚の画像が位相分析用に選択され、総面積約 27,000 µm2 がカバーされました。化学組成分析や元素分布分析を含むさらに詳細な微細構造研究は、エネルギー分散分光法 (EDS) 分析システムを備えた走査型電子顕微鏡 (JEOL JSM-6490LA) で行われました。 HEA複合材料の結晶構造の特性評価は、0.04°のステップサイズでCuKα線源を使用して操作されるX線回折システム(Bruker D2フェーズザー)を使用して実行されました。 HEA 複合材料の機械的特性に対する微細構造の変化の影響を研究するために、ビッカース微小硬度試験と圧縮試験が実施されました。硬度試験では、各サンプルに最低 10 個のくぼみを使用して、500 N の荷重を 15 秒間加えました。 HEA 複合材料の室温圧縮試験は、SHIMADZU 50KN 万能試験機 (UTM) を使用して、初期ひずみ速度 0.001/s で長方形の試験片 (7 mm × 3 mm × 3 mm) に対して実行されました。

高エントロピー複合材料は、CoCrFeNi マトリックスに 3%、6%、9%、12%、15%、および 17% SiC (すべて重量%) を添加することによって調製され、以下サンプル S-1 ～ S-6 と呼ばれます。、それぞれ。ＳｉＣを添加していない基準サンプルを、以下、サンプルＳ－０と呼ぶ。開発されたままの HEA 複合材料の光学顕微鏡写真を図 1 に示します。ここでは、CoCrFeNi HEA の単相微細構造が、異なる添加物を添加した結果、異なる形態、サイズ、分布を持つ複数の相からなる微細構造に変化しています。組成物に対するSiCの量。各相の量は、LAS Phase Expert ソフトウェアを使用した画像解析に基づいて決定されました。この解析の領域例は、各位相成分の面積分率とともに、図 1 の挿入画像 (右上隅) に示されています。

開発されたままの高エントロピー複合材料の光学顕微鏡写真: (a) S-1、(b) S-2、(c) S-3、(d) S-4、(e) S-5、(f) S -6. 挿入画像は、LAS Phase Expert ソフトウェアを使用した画像コントラストに基づく位相解析結果の例を示しています。

図1aに示すように、共晶微細構造はS-1複合材料のマトリックス体積間に発達し、マトリックスと共晶相の量はそれぞれ87.9±0.47％と12.1％±0.51％と推定されました。図1bに示す複合材料（S-2）では、凝固中の共晶反応の証拠はもはや存在せず、S-1複合材料とは完全に異なる微細構造が観察されました。 S-2 複合材料の微細構造は比較的微細であり、マトリックス相 (fcc) に均一に分布した微細なプレート (炭化物) から構成されています。マトリックスと炭化物の体積分率は、それぞれ 72 ± 1.69% と 28 ± 1.69% と推定されました。図1cに示すように、マトリックスと炭化物に加えて、新しい相（ケイ化物）がS-3複合材料で見つかりました。このケイ化物、炭化物、およびマトリックス相の体積分率は約26.5であると推定されました。それぞれ±0.41%、25.9±0.53、47.6±0.34。さらに別の新しい相 (グラファイト) が S-4 複合材料の微細構造で観察され、合計 4 つの相が確認されました。グラファイト相は、光学画像では暗いコントラストを有する明確な球形をしており、少量しか存在しませんでした（体積分率はわずか約 0.6 ± 0.30% と推定されました）。 S-5 および S-6 複合材料では、3 つの相のみが確認され、これらの複合材料では薄片状の暗いコントラストのグラファイト相が現れました。 S-6 複合材のグラファイトフレークは、S-5 複合材のグラファイトフレークに比べて幅が広く短く、より規則的な外観をしていました。グラファイトの量の対応する増加も観察され、S-5 複合材の 14.9 ± 0.85% から S-6 複合材の約 17.4 ± 0.55% まで増加しました。

HEA 複合材料に存在する相の詳細な微細構造と化学含有量をさらに調査するために、サンプルを SEM で検査し、EDS 点分析と化学マッピングを実行しました。 S-1 複合材料の結果を図 2 に示します。ここでは、大部分のマトリックス相の領域を分離する共晶混合物の存在がはっきりと見られます。図2cに示すS-1複合材料の化学マッピングは、マトリックス相中にCo、Fe、Ni、Siが均一に分布していることを示しました。しかし、ベース HEA の他の元素と比較して、より少量のクロムがマトリックス相で検出され、マトリックスからの Cr の拡散を示しています。 SEM 画像で白く見える共晶相の成分にはクロムと炭素が豊富に含まれていることがわかり、これがクロムの炭化物であることを示唆しています。微細構造中に個別の SiC 粒子が存在しないこと、マトリックス中のクロム量が少ないこと、およびクロムに富む相を含む共晶混合物の存在が観察されることは、溶融中に SiC が完全に分解したことを示しています。 SiC 分解の結果、シリコンがマトリックス相に溶解している一方、遊離炭素がクロムと相互作用して炭化クロムを形成していることが判明しました。 EDS によってのみ炭素の定性測定が行われ、XRD パターンにおける特徴的な炭化物ピークの同定によって相形成が確認されたことに注意してください。

(a) サンプル S-1 の SEM 画像、(b) 拡大図、(c) 元素マッピング、(d) 示された位置での EDS 結果。

S-2 複合材料の分析を図 3 に示します。光学顕微鏡での外観と同様に、SEM 検査により、わずか 2 つの相からなる微細スケールの構造が明らかになり、微細な板状の相が全体に均一に分布していることがわかりました。マトリックス相が存在し、共晶相が存在しない。板状相の元素マッピングと EDS 点分析は、この相に比較的多量の Cr (黄色) と C (緑色) が存在することを示し、これも溶融中の SiC の分解と、放出された炭素とクロムとの相互作用を示しています。 HEAマトリックスにより板状炭化物相を形成します。マトリックス相の元素マッピングと点分析により、コバルト、鉄、ニッケル、シリコンの大部分がマトリックス相に存在することが明らかになりました。

(a) サンプル S-2 の SEM 画像、(b) 拡大図、(c) 元素マッピング、(d) 示された位置での EDS 結果。

S-3 複合材料の SEM 調査により、炭化物相とマトリックス相に加えて新しい相の存在が明らかになりました。元素マッピング（図4c）およびEDS点分析（図4d）は、この新しい相にはニッケル、コバルト、シリコンが豊富に含まれていることを示しました。

(a) サンプル S-3 の SEM 画像、(b) 拡大図、(c) 元素マッピング、および (d) 示された位置での EDS 結果。

S-4 複合材料の SEM および EDS 分析の結果を図 5 に示します。S-3 複合材料で見られる 3 つの相に加えて、黒鉛小球の存在も見つかりました。シリコンリッチ相の体積分率も S-3 複合材料よりも高かった。

(a) サンプル S-4 の SEM 画像、(b) 拡大図、(c) 元素マッピング、および (d) 示された位置での EDS 結果。

S-5 および S-6 複合材料の SEM および EDS マッピングの結果を図 1 および 2 に示します。それぞれ6と7。少数の小球に加えてグラファイトフレークの存在も観察された。グラファイトフレークの数とシリコンリッチ相の体積分率は両方とも、S-6 複合材料の方が S-5 複合材料よりも大きかった。

(a) サンプル S-5 の SEM 画像、(b) 拡大図、(c) 元素マッピング、および (d) 示された位置での EDS 結果。

(a) サンプル S-6 の SEM 画像、(b) 拡大図、(c) 元素マッピング、および (d) 示された位置での EDS 結果。

HEA 複合材料の結晶構造の特性評価も、XRD 測定を使用して実行されました。結果を図８に示す。ベースＨＥＡ（Ｓ－０）の回折パターンは、ｆｃｃ相に対応するピークのみの存在を示した。炭化クロム (Cr7C3) に対応する追加のピークの存在が、S-1、S-2、および S-3 複合材料の XRD パターンで見つかりましたが、サンプル S-3 および S-4 ではそれほど強くありませんでした。これらのサンプルで確認された EDS データ。 Co/Ni ケイ化物に対応するピークが S-3 および S-4 サンプルの場合に観察され、これも図 1、2、3 に示す EDS マッピング結果と一致します。サンプルＳ−５およびＳ−６のＸＲＤパターンにはグラファイトに相当するピークが観察された。

開発されたままの高エントロピー合金複合材料の XRD パターン。

開発されたままの複合材料の微細構造と結晶構造の特徴付けは、両方とも添加された SiC の分解を示しています。これは、HEA マトリックス中のクロムの存在に起因します。クロムは炭素に対して非常に強い親和力を持ち 54,55、マトリックス中のクロム量の観察された減少によって示されるように、遊離炭素と相互作用して炭化物を形成します。 SiC の解離の結果、Si は fcc 相に入ります 56。したがって、ベース HEA への SiC の添加量を増やすと、微細構造中の炭化物相の量と遊離 Si の量が増加します。この追加の Si は、低濃度 (S-1 および S-2 複合材料) ではマトリックスに収容されることがわかりますが、高濃度 (S-3 ～ S-6 複合材料) ではコバルト/コバルトの追加の析出につながります。ニッケルシリサイド。高温直接合成熱量測定によって得られた Co および Ni ケイ化物の標準生成エンタルピーは、Co2Si、CoSi、CoSi2 でそれぞれ - 37.9 ± 2.0、-49.3 ± 1.3、-34.9 ± 1.1 kJ mol -1 です。 Ni2Si および Ni5Si2 の場合、それぞれ - 50.6 ± 1.7 および - 45.1 ± 1.4 kJ mol-1 です57。これらの値は、SiC の生成熱よりも低く、コバルト/ニッケルシリサイドの形成につながる SiC の解離がエネルギー的に有利であることを示しています。 S-5 複合材料および S-6 複合材料には、シリサイドの形成によって取り込まれるものを超える追加の遊離シリコンが存在します。従来の鋼でも観察されたように、この遊離Siは黒鉛化を促進することが判明しました58。

開発されたままのセラミック強化 HEA マトリックス複合材の機械的挙動は、圧縮試験と硬度試験を実行することによって研究されました。開発されたままの複合材料の応力-ひずみ曲線を図9aに示し、図9bは開発された複合材料の比降伏強さ、降伏強さ、硬度および伸びの間の散布図を示しています。

(a) 圧縮応力 - ひずみ曲線と (b) 比降伏強さ、降伏強さ、硬度および伸びを示す散布図。サンプル S-5 および S-6 には明らかな鋳造欠陥が含まれているため、サンプル S-0 ～ S-4 のデータのみが示されていることに注意してください。

図９では、降伏強さがベースＨＥＡ（Ｓ－０）の１３６ＭＰａからＳ－４複合材料の２５２２ＭＰａまで増加することが分かる。 S-2 複合材は、約 37% という非常に優れた破断前伸びを示し、同時にベース HEA と比較して著しく高い降伏強度 (1200 MPa) の値も示します。この複合材料の強度と延性の優れた組み合わせは、転位の移動を妨げると予想される微細な炭化物小板が微細構造全体に均一に分布するなど、全体的な微細構造の微細化によるものです。 S-3 および S-4 複合材料の降伏強度は、それぞれ 1925 MPa および 2522 MPa であることがわかります。これらの高い降伏応力値は、硬質炭化物相とケイ化物相の体積分率が高いことに起因すると考えられます。ただし、これらの相の存在は、破断前の伸びがわずか 7% という低さにも寄与します。ベース CoCrFeNi HEA (S-0) および S-1 複合材料の応力ひずみ曲線は凸状の外観を示し、これは双晶効果または TRIP 効果の活性化を示す特徴的な特徴です 59,60。サンプル S-1 とは対照的に、サンプル S-2 の応力 - ひずみ曲線は、ひずみが約 100 m までは凹形状を示します。 20%、つまり、そのひずみ領域におけるこのサンプルの一次変形モードとして従来の転位滑りを示しています 60,61。それにも関わらず、このサンプルの加工硬化率は広いひずみ範囲にわたって高いままであり、より高いひずみでは凸状の外観への移行も見られます (ただし、これが加工中の潤滑条件の崩壊に関連していることは除外できません)。圧縮荷重）。 S-3 および S-4 複合材料は、微細構造中により高い体積分率の炭化物およびケイ化物が存在するため、限られた可塑性のみを示します。 S-5 および S-6 複合材サンプルには明らかな鋳造欠陥が存在するため、S-5 および S-6 複合材サンプルの圧縮試験は実行されませんでした（図 10 を参照）。

S-5 および S-6 複合サンプルの鋳造欠陥 (赤い矢印で示す) を示す実体顕微鏡写真。

HEA複合材料の硬度測定値を図9bに示します。ベース HEA の硬度は 130 ± 5 HV であることが判明しましたが、サンプル S-1、S-2、S-3 および S-4 の硬度値は 250 ± 10 HV、275 ± 10 HV、それぞれ570±20HVと755±20HV。硬度の増加は、圧縮試験から得られる降伏応力の変化にかなりよく追従しており、複合材料中の硬質相の形成量の増加に起因すると考えられます。各サンプルの目標組成に基づいて計算された比降伏強度も図 9b に示されています。全体として、降伏強度 (1200 MPa)、硬度 (275 ± 10 HV)、破断前の伸び (約 37%) の最良の組み合わせが S-2 複合材料で観察されました。

開発されたままの複合材料と異なる種類の材料の降伏強度と伸びの比較を図 11a に示します。本研究の CoCrFeNi ベースの複合材料は、任意の応力レベルでより高い伸び値を示します 62。また、本研究で開発された HEA 複合材料の特性は、降伏強度対伸びのマップの以前は占有されていなかった領域に存在することがわかります。さらに、開発されたままの複合材料は、広範囲の強度 (277 MPa、1200 MPa、1925 MPa、および 2522 MPa) と伸び (> 60%、37%、7.3%、および 6.19%) の組み合わせを示します。比降伏強度も、高度なエンジニアリング用途向けの材料を最終候補に挙げる際に重要な考慮事項となります63,64。この点において、本発明のＨＥＡ複合材料は、比降伏強度と伸びの優れた組み合わせを示す。これは、低密度の SiC を添加すると、比降伏強度が高い複合材料が得られるためです。図１１ｂに示すように、ＨＥＡ複合材料の比降伏強さと伸びは、ＦＣＣＨＥＡおよび耐火性ＨＥＡのそれと同じ範囲内にある。開発された複合材料の硬度と降伏強度は、バルク金属ガラスで見られるものと同じ範囲内にあります65 (図 11c)。高い硬度と降伏強度はバルク金属ガラス (BMG) の特徴ですが、伸びは限られています 66,67。ただし、本研究で開発された HEA 複合材料の一部の硬度と降伏強度は、顕著な伸びも示します。したがって、開発された HEA 複合材料は、さまざまな構造用途に役立つ、ユニークで非常に人気のある機械的特性のパッケージを提供すると結論付けられます。この機械的特性のユニークな組み合わせは、FCC HEA マトリックス内にその場で形成された硬質炭化物の均一な分散に起因すると考えられます。ただし、より優れた強度の組み合わせを得るという目標の一環として、セラミック相の追加によって生じる微細構造の変更は、S-5 および S-6 複合材料で見られるような鋳造欠陥を回避するために慎重に研究および制御する必要があります。そして延性。

さまざまな工学材料および HEA を用いた本研究の結果の比較: (a) 伸び対降伏強さ 62、(b) 比降伏強さ対延性 63、および (c) 降伏強さ対硬度 65。

CoCrFeNi HEA システムに基づいて SiC の添加量を増加させた一連の HEA セラミック複合材料の微細構造と機械的特性が調査され、次の結論が得られました。

高エントロピー合金複合材料は、アーク溶解ルートを使用して CoCrFeNi HEA に SiC を添加することで開発に成功します。

SiC はアーク溶融中に分解し、その場で炭化物、ケイ化物、グラファイト相が生成します。これらの相の存在と体積分率は、ベース HEA に添加される SiC の量によって異なります。

HEA 複合材料は、幅広い優れた機械的特性を示し、降伏強度対伸びのマップにおいてこれまで占有されていなかった領域に入る特性を備えています。 6 wt.% SiC を使用して調製された HEA 複合材料の降伏強度は、ベースの HEA の降伏強度の 8 倍以上であり、同時に 37% の延性を保持しています。

HEA 複合材料の硬度と降伏強度は、バルク金属ガラス (BMG) の範囲内にあります。

研究の結果は、高エントロピー合金複合材料が、高度な構造用途向けに金属の機械的特性の優れた組み合わせを達成するという目標に向けた有望なアプローチであることを示しています。

現在の研究中に使用および/または分析されたデータセットは、合理的な要求に応じて責任著者から入手できます。

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パキスタン高等教育委員会 (HEC NRPU 6019) からの財政的支援が認められています。 FEDER 国家資金 FCT プロジェクト CEMMPRE、参照。「UIDB/00285/2020」も認められます。

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M. アディルメフムード、フルラムシェザド、M. ムジャヒド、フルラムヤクーブ

機械工学科、CEMMPRE - 機械工学材料およびプロセスセンター、コインブラ大学、Rua Luís Reis Santos、3030-788、コインブラ、ポルトガル

タルハ・ビン・ヤクブ & フィリップ・フェルナンデス

清華大学材料科学工学院、北京、中国

アンディ・ゴッドフリー

ISEP - School of Engineering, Polytechnic of Porto, Rua Dr. António Bernardino de Almeida 431, 4200-072, ポルト, ポルトガル

フィリペ・フェルナンデス

CESAT、イスラマバード、パキスタン

FZ ムハンマド

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MAM が主な原稿テキストを書き、KS と TY が図を作成し、AG と FF が原稿をレビューし、MM と KY が研究を監督しました。 MfZ は査読者のコメントへの対応に協力してくれました。

クラム・ヤクーブ氏への通信。

著者らは競合する利害関係を宣言していません。

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転載と許可

MA メフムード、K シェザド、M ムジャヒド他機械的特性の優れた組み合わせを示すセラミック強化 HEA マトリックス複合材料。 Sci Rep 12、21486 (2022)。 https://doi.org/10.1038/s41598-022-25734-w

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受信日: 2022 年 8 月 8 日

受理日: 2022 年 12 月 5 日

公開日: 2022 年 12 月 12 日

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-25734-w

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