Einfluss der thermischen Behandlung bei hoher Temperatur auf die Phasenstabilität und Umwandlung von Yb2O3 und Y2O3 co

Wissenschaftliche Berichte Band 12, Artikelnummer: 9955 (2022) Diesen Artikel zitieren

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Mit Y2O3 dotiertes ZrO2 (YSZ)-Keramikmaterial wird zum Schutz von Legierungskomponenten verwendet, die bei hohen Temperaturen bearbeitet werden. Aber seine Phasenumwandlung zwischen der tetragonalen Phase und der monoklinen Phase, die bei 1150 °C stattfand, führt dazu, dass YSZ ungültig wird. Daher ist die Verbesserung der Phasenstabilität von YSZ notwendig, um den Anforderungen der Entwicklung von Wärmedämmschichten (TBC) gerecht zu werden. In dieser Studie wurden Röntgenbeugung und Raman-Spektren verwendet, um die Phasenstabilität und Phasenumwandlung von mit Yb2O3 und Y2O3 codotierten ZrO2 (YbYSZ)-Keramiken nach einer Wärmebehandlung bei 1300 °C mit unterschiedlichen Zeiten zu untersuchen. Die Stabilität der tetragonalen Phase wird durch die Abnahme der Tetragonalität mit Yb3+-Dotierung verbessert. Gleichzeitig führt der Einbau von Yb3+ zu einer O-O-Kopplung, die sich positiv auf die Erhöhung der Konzentration von Sauerstofffehlstellen in der Nähe der substituierten Ionen auswirkt und dadurch die Stabilität des Kristalls verbessert. Die 6,5YbYSZ-Keramik weist nach einer Wärmebehandlung bei 1300 °C über verschiedene Zeiten die beste Stabilität auf.

In der gegenwärtig wettbewerbsintensiven Weltwirtschaft sind effizientere technische Komponenten für Anwendungen in der Energie-, Automobil-, Luft- und Raumfahrt-, Elektronik- und Energieindustrie gefragt. Wärmedämmschichten (TBCs) werden normalerweise zum Schutz von Komponenten verwendet, die hohen Temperaturen, Korrosion oder anderen rauen Umgebungen ausgesetzt sind1,2. TBCs bestehen aus zwei wichtigen Schichten: einer metallischen Haftschicht und einer keramischen Deckschicht. Bei der metallischen Haftschicht wird immer eine MCrAlY-Legierung (M = Ni, Co, Ni + Co usw.) verwendet, um die Komponenten vor Oxidation und Korrosion zu schützen, während die keramische Deckschicht als Isolator fungiert3,4. Da die keramische Deckschicht in direktem Kontakt mit der rauen Arbeitsumgebung steht, sollte sie eine geringere Temperaturleitfähigkeit, eine bessere Leistung bei der Phasenstabilität und Thermoschockbeständigkeit bei Temperaturzyklen sowie eine bessere Oxidations- und Korrosionsbeständigkeit aufweisen5,6. Mit 6–8 Gew.-% Y2O3 teilweise stabilisiertes ZrO2 (YSZ) als vielversprechendste Wahl für eine keramische Deckschicht zeigt eine hervorragende Gesamtleistung in Bezug auf Wärmeleitfähigkeit, Phasenstabilität und andere Aspekte5,7,8. Wenn die Betriebsumgebungstemperatur jedoch 1200 °C übersteigt, wandelt sich die tetragonale (t) Phase in die monokline (m) Phase um, was mit einer Volumenausdehnung von 3–5 % einhergeht, was zu schädlichen Rissen in Beschichtungen führt9,10. Darüber hinaus kommt es bei hohen Temperaturen (über 1200 °C) zu einer Schrumpfung der Poren im Inneren der YSZ-Beschichtungen, insbesondere derjenigen senkrecht zum Wärmefluss, was zu einem deutlichen Anstieg der Wärmeleitfähigkeit von TBCs führt11,12,13,14.

Daher ist die Erforschung und Entwicklung von Keramikmaterialien mit geringerer Wärmeleitfähigkeit und stabilerer Deckschicht bei hohen Temperaturen für die Entwicklung von Gasturbinen der neuen Generation dringend erforderlich. Zahlreiche Studien haben gezeigt, dass die Dotierung von Seltenerdoxiden (RE2O3) mit unterschiedlichen Atommassen oder Radien in YSZ-Systemen eine wirksame Methode zur Verbesserung der Wärmeisolationsleistung und der Phasenstabilität bei hohen Temperaturen ist15,16,17,18,19. Stecura et al.20 untersuchten die thermische Zykluslebensdauer eines Yb2O3-stabilisierten ZrO2-Systems bei 1120 °C und stellten fest, dass die thermischen Zyklusfehlermodi von Yb2O3-ZrO2 und Y2O3-ZrO2 ähnlich waren, die thermische Zykluslebensdauer von Yb2O3-ZrO2 jedoch signifikant besser als das von YSZ. Durch den Vergleich der Phasenstabilität von Yb2O3 und Y2O3 co-stabilisiertem ZrO2 bei 1450 °C fanden Caireny et al.21 heraus, dass die Zugabe von Yb die Phasenstabilität effizient verbessern konnte. Jing et al.22 untersuchten mit 3–10 Mol-% Yb2O3 stabilisierte ZrO2-Keramiken und stellten fest, dass die Keramiken aus der metastabilen tetragonalen Phase (t′) bestanden und eine geringere Wärmeleitfähigkeit aufwiesen. Leilei et al.23 untersuchten systematisch die Auswirkungen von Yb2O3 und Y2O3 als Co-Dotierung in ZrO2 auf die Phasenstabilität und Wärmeleitfähigkeit. Ihre Ergebnisse zeigten, dass co-dotiertes ZrO2 eine bessere Phasenstabilität und eine geringere Wärmeleitfähigkeit aufwies als Yb2O3- oder Y2O3-dotierte ZrO2-Keramiken. Lei und seine Kollegen16,24,25 stellten 1 Mol-% RE2O3 (RE = La, Nd, Gd) und 1 Mol-% Yb2O3-codotierte YSZ-Keramik (1RE1Yb-YSZ) sowie 3,5 Mol-% RESZ (RE = Dy, Y, Er, Yb)-Keramik durch ein chemisches Kopräzipitationsverfahren. Sie fanden heraus, dass alle hergestellten Keramiken aus der t′-Phase bestanden. Die Phasenstabilität und Wärmeleitfähigkeit von 1RE1Yb–YSZ nahmen mit zunehmendem RE3+-Ionenradius ab, wohingegen die Bruchzähigkeit von 3,5 Mol-% RESZ den gegenteiligen Trend zeigte. Darüber hinaus war die Korrosionsbeständigkeit einer GdYb-YSZ-Keramik besser als die von YSZ.

Diese Studie basiert auf der besseren Leistung des YbYSZ-Systems. Röntgenbeugung und Raman-Spektren werden verwendet, um die Phasenzusammensetzung und Phasenumwandlung von Keramikproben zu untersuchen, die über verschiedene Zeiträume bei 1300 °C wärmebehandelt wurden.

x Mol-% YbO1,5 − (8,5-x) Mol-% YO1,5 − ZrO2 (x = 0, 2,5, 4,5, 6,5 und 8,5, bezeichnet als xYbYSZ) Keramiken wurden durch ein Festkörperreaktionsverfahren hergestellt. Als Rohstoffe wurden Y2O3, Yb2O3 und ZrO2 (99,9 %, Zhongnuo New Material Technology Co. Ltd.) verwendet. Alle Oxidpulver wurden vor dem Mischen 5 Stunden lang bei 800 °C kalziniert, um den Einfluss von absorbiertem Wasser zu beseitigen. Anschließend wurden die mit stöchiometrischen Verhältnissen abgewogenen Oxide in zwei Schritten gemahlen. Der erste Schritt bestand darin, alle Rohstoffe zu vermischen und die Oxide durch Kugelmahlen auf Mikrometergröße zu pulverisieren. Der zweite Schritt bestand darin, die Vorläufer-Mischoxidaufschlämmung weiter zu verfeinern, die in einer Hochenergie-Kugelmühle bei 2300 U/min, 2500 U/min bzw. 2700 U/min jeweils 3 Stunden lang gemahlen wurde, um eine nanoskalige Mischung zu erhalten. Nach zwei Mahlschritten wurde die Aufschlämmung bei 80 °C vollständig getrocknet und anschließend 3 Stunden lang bei 1450 °C gesintert, um die ersten Keramikproben zu erhalten.

Alle anfänglichen Keramikproben wurden in einem Muffelofen bei 1300 °C für 9, 33, 93, 143, 208, 287 und 358 Stunden wärmebehandelt und dann mit einer Geschwindigkeit von 10 °/min auf Raumtemperatur abgekühlt.

Röntgenbeugung (XRD, Rigaku Smart Lab II, Japan) und Raman-Spektroskopie (Raman, Horiba, Japan) wurden verwendet, um die Phasenzusammensetzung und Struktur von anfänglichen Keramikproben und wärmebehandelten Keramikproben zu identifizieren. Das XRD scannt von 20° bis 80° mit einer Scanrate von 5°/min mit Cu-Kα-Strahlung (λ = 0,15418 nm). Der Raman scannt von 100/60 cm−1 bis 800 cm−1 mit einem grünen Laser (532 nm).

Die XRD-Muster von xYbYSZ-Keramik (x = 0, 2,5, 4,5, 6,5 und 8,5) sind in Abb. 1 dargestellt. Wie in Abb. 1a gezeigt, entsprechen die Beugungspeaks zwei verschiedenen tetragonalen PDF-Karten (PDF-Nr. 70-4426 und 70-4430). Die PDF-Karten können aufgrund der unterschiedlichen Gitterparameter als metastabile (PDF#4430, t′) und stabile (PDF#4426, t) tetragonale Zirkonoxidphase definiert werden26,27. Daher deuten die XRD-Muster darauf hin, dass Yb3+ und Y3+ sich vollständig im ZrO2-Gitter aufgelöst haben und t- und t′-Phasen gebildet haben. Darüber hinaus verschieben sich die Positionen der Beugungspeaks mit zunehmendem Yb3+-Gehalt zu großen Winkeln (Abb. 1b), was eine Zellschrumpfung bedeutet. Um die Auswirkung der Co-Dotierung von Yb und Y auf die Phasenzusammensetzung und die Kristallstruktur weiter zu untersuchen, wurde die GSAS-Software zur Verfeinerung der XRD-Muster eingesetzt28,29. Durch Vergleich des in Abb. 1c gezeigten Phasengehalts der t-Phase und der t′-Phase stieg der Gehalt der t′-Phase mit der Zunahme von Yb3+ von 47,5 auf 55,5 %. Die Erhöhung der t′-Phase ist vorteilhaft für die Verbesserung der Phasenstabilität von Keramiken. Abbildung 1d zeigt die Tetragonalität der t- und t′-Phase. Es kann festgestellt werden, dass die Tetragonalität der t- und t′-Phase mit der Zunahme von Yb3+ einen entgegengesetzten Trend zeigte und die Zugabe von Yb3+ einen größeren Einfluss auf die Tetragonalität der t-Phase hat . Die Verringerung der Tetragonalität der t-Phase ist vorteilhaft, um den Phasenübergang von der t-Phase zur m-Phase zu hemmen.

XRD-Muster von xYbYSZ (x = 0, 2,5, 4,5, 6,5 und 8,5): (a) 2θ = 20°–80° bei einer Scanrate von 5°/min, (b) 2θ = 72,5°–75° bei eine Scanrate von 1°/min; (c) Phasengehalt und (d) Tetragonalität der t-Phase und t'-Phase.

Raman-Spektren reagieren empfindlich auf chemische Bindungen und andere kurzreichweitige geordnete Strukturen im Kristall30. Daher werden die in Abb. 2 gezeigten Raman-Spektren von xYbYSZ-Keramiken (x = 0, 2,5, 4,5, 6,5 und 8,5) zur Analyse der Gitterverzerrung von Proben verwendet. Raman-Spektren aller Keramikproben bestehen aus sechs Schwingungsmoden, die mit der tetragonalen Phase und der metastabilen tetragonalen Phase zusammenhängen, und es wurde keine monokline Phase nachgewiesen26,31,32. Tabelle 1 zeigt die Raman-Verschiebung aller Keramiken. Der Einbau von Yb3+ hat einen größeren Einfluss auf die Raman-Verschiebung von I5, und die Koexistenz von Yb3+- und Y3+-Keramikproben weist eine viel geringere Raman-Verschiebung auf. I5 hängt mit dem Vibrationsmodus der chemischen Bindung der O-O-Kopplung zusammen. Daher bilden die xYbYSZ-Keramikproben (x = 2,5, 4,5 und 6,5) leichter Defektcluster in größerem Maßstab, was den Widerstand der durch Diffusion kontrollierten Phasenumwandlung verbessern kann.

Raman-Spektren von xYbYSZ-Keramik (x = 0, 2,5, 4,5, 6,5 und 8,5).

Abbildung 3 zeigt die Variation der XRD-Muster und Raman-Spektren von 8,5YSZ-Keramik nach einer Wärmebehandlung mit 33, 93, 143, 208, 278 und 358 Stunden. Gemäß Abb. 3a stiegen die Intensitäten der m(− 111)- und m(111)-Peaks nach einer 143–208-stündigen Wärmebehandlung dramatisch an. Darüber hinaus wurden nach 208-stündiger Wärmebehandlung kaum die charakteristischen Peaks der t- und t′-Phasen der tetragonalen Phase beobachtet (siehe Abb. 3b). Gemäß dem Phasendiagramm von Y2O3-ZrO233 befand sich 8,5YSZ im koexistierenden Phasenbereich der t- und c-Phase. Daher zerfällt die metastabile t′-Phase in die Gleichgewichtsphasen t und c, und dann wandelt sich die t-Phase in die m-Phase um, wenn die Keramik über einen längeren Zeitraum wärmebehandelt wurde. Die in Abb. 3c gezeigten Raman-Spektren zeigen außerdem, dass die relativen Peaks der m-Phase im Laufe der Wärmebehandlungszeit auftreten.

XRD-Muster (a) 2θ = 27,5°–32,5°, (b) 2θ = 72,5°–75,5° und (c) Raman-Spektren von 8,5YSZ-Keramik nach Wärmebehandlung für verschiedene Zeiten.

Gemäß der vorherigen Diskussion über den Einfluss der Koexistenz von Yb3+ und Y3+ auf den Kristall ist die 6,5YbYSZ-Keramikprobe im Vergleich zu anderen Keramikproben etwas Besonderes. Daher zeigt Abb. 4 die Variation der XRD-Muster und Raman-Spektren der 6,5YbYSZ-Keramikprobe nach unterschiedlicher Wärmebehandlungszeit. Aus Abb. 4 ist ersichtlich, dass die Änderungen der XRD-Muster und Raman-Spektren der 6,5YbYSZ-Keramikprobe mit denen von 8,5YSZ identisch sind. Mittlerweile können die in Abb. 4 gezeigten charakteristischen Peaks der t- und t′-Phasen auch nach 358-stündiger Wärmebehandlung beobachtet werden. Daher weist 6,5YbYSZ-Keramik eine bessere Phasenstabilität auf als 8,5YSZ. Dieses Ergebnis steht im Einklang mit der obigen Diskussion über Kristall.

XRD-Muster (a) 2θ = 27,5°–32,5°, (b) 2θ = 72,5°–75,5° und (c) Raman-Spektren von 6,5YbYSZ-Keramik nach Wärmebehandlung für verschiedene Zeiten.

Die monokline Phase ist ein wichtiger Faktor zur Abschätzung der Stabilität von YSZ-Keramikmaterialien. XRD wird häufig verwendet, um das Vorhandensein einer m-Phase gemäß der Gleichung von Garvie und Nicholson34,35 nachzuweisen:

wobei \({I}_{p}^{hkl}\) die Fläche des Beugungspeaks bezogen auf die (hkl)-Kristallebene ist.

Abbildung 5 zeigt die Variation der monoklinen Phase von xYbYSZ-Keramikproben (x = 0, 2,5, 4,5, 6,5 und 8,5) nach einer Wärmebehandlung bei 1300 °C für 9, 33, 93, 143, 208, 278 und 358 Stunden. Es ist offensichtlich, dass die Zugabe von Yb3+ zur Verbesserung der Phasenstabilität beiträgt und die 6,5YbYSZ-Keramikprobe das beste Verhalten aufweist. Darüber hinaus weist das Verhältnis zwischen dem Gehalt der monoklinen Phase und der Wärmebehandlungszeit eine „S“-Kurve auf. Und die Änderung des monoklinen Phasengehalts mit unterschiedlicher Wärmebehandlungsdauer kann in drei Stufen unterteilt werden (wie in Abb. 5b gezeigt): (I) langsame Anstiegsstufe, (II) annähernd lineare Anstiegsstufe und (III) Sättigungsstufe. Durch den Vergleich der Phasenzusammensetzung von xYbYSZ-Keramikproben (x = 0, 2,5, 4,5, 6,5 und 8,5) nach einer Wärmebehandlung für 33, 93, 143, 208, 278 und 358 Stunden, wie in Abb. 3 und 4 weisen alle Keramikproben einen ähnlichen Übergangsprozess auf.

Die Variation des m-Phasengehalts von xYbYSZ-Keramik (a) und die angepasste Linie des m-Phasengehalts von 8,5YSZ-Keramik (b) nach einer Wärmebehandlung bei 1300 °C für 9, 33, 93, 143, 208, 278 und 358 Stunden .

Daher wurde die Variation der monoklinen Phase der 8,5YSZ-Keramikprobe diskutiert, um den Grund für die Bildung der „S“-Kurve zu untersuchen. Beim Vergleich der in Abb. 5b gezeigten XRD-Muster von 8,5YSZ wurde Stufe I mit zwei Übergangsprozessen verarbeitet. Das eine ist der Übergang von der t′-Phase zur t- und c-Phase und das andere ist der Übergang von der anfänglichen t-Phase zur m-Phase. Daher wird Stufe I durch die Stabilität der t′-Phase und der t-Phase gesteuert. Daher nimmt der Gehalt an m-Phase im Stadium I mit der Verlängerung der Wärmebehandlungszeit allmählich zu. Die charakteristischen Peaks der t′-Phase verschwanden und die c-Phase erschien. Während im Stadium II der Gehalt an m-Phase stark ansteigt und die charakteristischen Peaks der t-Phase verschwinden. Die charakteristischen Peaks der c-Phase unterscheiden sich in diesem Stadium kaum, da die t'-Phase im Stadium I erschöpft ist. Daher findet im Stadium II der Hauptübergang von der t-Phase zur m-Phase statt, der zur martensitischen Umwandlung gehört. Im Stadium III sind alle transformierbaren Phasen erschöpft. Der Inhalt der m-Phase wird maximiert und Stufe III ist nahezu horizontal.

Laut früherer Diskussion über die Kristallstruktur hat der Einbau von Yb3+ Auswirkungen auf die O-O-Kopplung, was zur Bildung großräumiger Defektcluster führt, die bei hohen Temperaturen schwer zu bewegen sind. Unterdessen trägt die Zugabe von Yb3+ zur Verringerung der Tetragonalität der anfänglichen t-Phase bei, was die Stabilität der t-Phase verbessern kann. Der Gehalt an m-Phase in Stufe I von xYbYSZ-Keramikproben (x = 2,5, 4,5, 6,5 und 8,5) ist niedriger als der von 8,5YSZ-Keramikproben. Und die Dauer der Stufe I von xYbYSZ-Keramikproben (x = 2,5, 4,5, 6,5 und 8,5) ist aufgrund der Bildung großräumiger Defektcluster länger als die von 8,5YSZ-Keramikproben. In Stufe II kann der Inhalt der aus der t-Phase transformierten m-Phase als Linie angepasst werden, und die Steigung der angepassten Linie kann indirekt die Transformierbarkeit der t-Phase widerspiegeln. Wie in Abb. 6 dargestellt, nimmt die Steigung der angepassten Linie in Stufe II mit Yb3+-Dotierung ab, und die 6,5YbYSZ-Keramikprobe weist die geringste Steigung auf. Die umwandelbare t-Phase stammt aus zwei Quellen, zum einen aus der anfänglichen t-Phase nach dem Sintern und zum anderen aus der Umwandlung der t′-Phase. Die anfängliche t-Phase von 6,5YbYSZ-Keramik weist eine bessere Stabilität auf. Daher muss nur die Stabilität der t-Phase, die sich aus dem t′-Phasenübergang ergibt, diskutiert werden. Die Verstärkung der O-O-Kopplung in 6,5YbYSZ-Keramiken führt zur Umverteilung von Sauerstofffehlstellen im Kristall. Vor allem 6,5YbYSZ weist nach einer Wärmebehandlung bei 1300 °C die beste Phasenstabilität auf.

Die Steigung der Anpassungslinie in Stufe II.

YbxY0.085-xZr0.915O2-1.5x (x = 0, 0,025, 0,045, 0,065 und 0,085) Keramik wurde mithilfe einer Festkörperreaktionsmethode hergestellt. Der Gehalt an t′-Phase und die Tetragonalität der t′-Phase nehmen mit dem Einbau von Yb3+ zu. Darüber hinaus verbessert die Zugabe von Yb3+ die O-O-Kopplung, was zur Bildung großer Defektcluster führt.

Nachdem die xYbYSZ-Keramikproben (x = 0, 2,5, 4,5, 6,5 und 8,5) 33, 93, 143, 208, 278 und 358 Stunden lang bei 1300 °C wärmebehandelt wurden, wurde die Phasenstabilität des gleichzeitig vorhandenen Yb3+ und Y3+ ermittelt Keramikproben waren besser und die m-Phasenänderung zeigte eine „S“-förmige Kurve. Die „S“-Kurve kann in drei Stufen unterteilt werden.

Die Abnahme der Tetragonalität der t-Phase und der O-O-Kopplung wirkte sich positiv auf die Verbesserung der Phasenstabilität aus. 6,5YbYSZ-Keramik zeigte nach einer Wärmebehandlung bei 1300 °C die beste Stabilitätsleistung.

Alle während dieser Studie generierten oder analysierten Daten sind in diesem veröffentlichten Artikel enthalten, und die während der aktuellen Studie verwendeten und analysierten Datensätze sind auf begründete Anfrage beim entsprechenden Autor erhältlich.

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Diese Arbeit wurde vom National High Technology Research and Development Program of China (Grant No. 2015AA034403) und der National Nature Science Foundation of China (Grant No. 51762036) unterstützt.

Die Finanzierung erfolgte durch das National High Technology Research and Development Program of China (Grant No. 2015AA034403) und die National Natural Science Foundation of China (Grant No. 51762036).

School of Metallurgy and Ecological Engineering, University of Science and Technology Beijing, 30 Xueyuan Road, Beijing, 100083, China

Zheng Cao & Shengli An

Schlüssellabor der Inneren Mongolei für fortgeschrittene keramische Materialien und Geräte, Universität für Wissenschaft und Technologie der Inneren Mongolei, 7 Arding Street, Baotou, 014010, China

Zheng Cao, Shengli An & Xiwen Song

School of Materials and Metallurgy, Inner Mongolia University of Science and Technology, 7 Arding Street, Baotou, 014010, China

Shengli An & Xiwen Lied

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CZ konzipierte, gestaltete und analysierte die Arbeit und verfasste das Manuskript. SA und XS halfen bei der Überarbeitung und Bearbeitung. Alle Autoren haben das Manuskript überprüft.

Korrespondenz mit Shengli An.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Open Access Dieser Artikel ist unter einer Creative Commons Attribution 4.0 International License lizenziert, die die Nutzung, Weitergabe, Anpassung, Verbreitung und Reproduktion in jedem Medium oder Format erlaubt, sofern Sie den/die Originalautor(en) und die Quelle angemessen angeben. Geben Sie einen Link zur Creative Commons-Lizenz an und geben Sie an, ob Änderungen vorgenommen wurden. Die Bilder oder anderes Material Dritter in diesem Artikel sind in der Creative Commons-Lizenz des Artikels enthalten, sofern in der Quellenangabe für das Material nichts anderes angegeben ist. Wenn Material nicht in der Creative-Commons-Lizenz des Artikels enthalten ist und Ihre beabsichtigte Nutzung nicht gesetzlich zulässig ist oder über die zulässige Nutzung hinausgeht, müssen Sie die Genehmigung direkt vom Urheberrechtsinhaber einholen. Um eine Kopie dieser Lizenz anzuzeigen, besuchen Sie http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Nachdrucke und Genehmigungen

Cao, Z., An, S. & Song, X. Einfluss der thermischen Behandlung bei hoher Temperatur auf die Phasenstabilität und Umwandlung von Yb2O3- und Y2O3-codotierten ZrO2-Keramiken. Sci Rep 12, 9955 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-13705-0

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Eingegangen: 25. März 2022

Angenommen: 26. Mai 2022

Veröffentlicht: 15. Juni 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-13705-0

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