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(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2024-03-27
(54)【発明の名称】化学的複合セラミック摩耗性シーラント材料
(51)【国際特許分類】
C23C 4/11 20160101AFI20240319BHJP
C04B 41/87 20060101ALI20240319BHJP
【ＦＩ】
C23C4/11
C04B41/87 K
【審査請求】未請求
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2023557163
(86)(22)【出願日】2022-03-16
(85)【翻訳文提出日】2023-11-14
(86)【国際出願番号】 US2022020587
(87)【国際公開番号】W WO2022197827
(87)【国際公開日】2022-09-22
(31)【優先権主張番号】63/162,228
(32)【優先日】2021-03-17
(33)【優先権主張国・地域又は機関】US
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【識別番号】515195347
【氏名又は名称】エリコン メテコ（ユーエス）インコーポレイテッド
(74)【代理人】
【識別番号】110001195
【氏名又は名称】弁理士法人深見特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】ハリントン，タイラー
(72)【発明者】
【氏名】リー，フワソー
(72)【発明者】
【氏名】シャロベム，ティモシー・タドロス
(72)【発明者】
【氏名】ジンデルマン，グレゴリー
【テーマコード（参考）】
4K031
【Ｆターム（参考）】
4K031CB42
(57)【要約】
タービンエンジン用摩耗性シーラント皮膜を形成する化学的複合酸化物粉末が提供される。化学的複合酸化物の第１の特性的な利点は、タービンエンジンにおけるブレードおよびラビリンスシールナイフエッジの低い耐浸食性および低減した擦り減りを含む。第２の特性的な利点は、改善した熱的特性、優れた耐焼結性、優れた相安定性、および化学的腐食に対する高い耐性を含む。
【特許請求の範囲】
【請求項1】
カルシア－マグネシア－アルミナ－シリケート（ＣＭＡＳ）耐性を有する酸化物を含み、前記酸化物が１１１０℃～１１２５℃の低溶融温度を有するＣＭＡＳと１２５０℃で８時間反応する場合に、前記酸化物が１００μｍ以下のＣＭＡＳ浸透深さを示す、溶射材料原料。
【請求項2】
前記酸化物が高エントロピー酸化物（ＨＥＯ）である、請求項１に記載の溶射材料原料。
【請求項3】
前記酸化物が５～１４重量％のアルカリ土類金属酸化物、
３５～７０重量％の希土類金属酸化物、
６～２０重量％のＹ２Ｏ３、および
残部のＺｒＯ２を含む、請求項１に記載の溶射材料原料。
【請求項4】
前記酸化物が５～９重量％のアルカリ土類金属酸化物、
４１～６３重量％の希土類金属酸化物、
１５～２４重量％のＹ２Ｏ３、および
残部のＺｒＯ２を含む、請求項１に記載の溶射材料原料。
【請求項5】
前記アルカリ土類金属酸化物がＣａＣｏ３、ＣａＯ、またはＭｇＯの少なくとも１種である、請求項３に記載の溶射材料原料。
【請求項6】
前記希土類金属酸化物がＹｂ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ、またはＳｍ２Ｏ３の少なくとも１種である、請求項３に記載の溶射材料原料。
【請求項7】
前記アルカリ土類金属酸化物がＭｇＯである、請求項４に記載の溶射材料原料。
【請求項8】
前記希土類金属酸化物が１～２重量％のＬａ２Ｏ３および２４～３８重量％のＧｄ２Ｏ３の少なくとも１種である、請求項４に記載の溶射材料原料。
【請求項9】
２重量％未満のＬａ２Ｏ３またはＬａの他の供給源を含む、請求項１に記載の溶射材料原料。
【請求項10】
５５重量％以下の、Ｈｆ－酸化物、Ｔａ－酸化物、Ｄｙ－酸化物、Ｎｂ－酸化物、Ｎｄ－酸化物、Ｇｄ－酸化物、およびＹ－酸化物の少なくとも１種を含む費用のかかる酸化物の合計含有量を含む、請求項１に記載の溶射材料原料。
【請求項11】
５５重量％以下の、Ｙ２Ｏ３およびＧｄ２Ｏ３の少なくとも１種を含む費用のかかる酸化物の合計含有量を含む、請求項４に記載の溶射材料原料。
【請求項12】
摩耗性シーリング皮膜を製造するための方法であって、請求項１に記載の溶射材料原料をタービンブレードまたはジェットエンジンの一部にプラズマ溶射する工程を含み、
前記溶射材料原料が前記タービンブレードまたは前記ジェットエンジンの前記一部と接する酸化物を含む、方法。
【請求項13】
請求項２に記載のＨＥＯを含む摩耗性シーラント皮膜。
【請求項14】
前記ＨＥＯが１．５Ｒより大きい高配置エントロピーを有する、請求項１３に記載の摩耗性シーラント皮膜。
【請求項15】
遮熱皮膜用ベースコートを更に含む、請求項１３に記載の摩耗性シーラント皮膜。
【請求項16】
前記ＨＥＯが一般式ＭｘＯｙで表され、Ｍが少なくとも５つの異なる酸化物形成金属カチオンを含む群から選択される、請求項１３に記載の摩耗性シーラント皮膜。
【請求項17】
前記ＨＥＯが一般式ＭｘＯｙで表され、Ｍが周期表のＩＩ族の少なくとも１種のメンバーから選択される、請求項１３に記載の摩耗性シーラント皮膜。
【請求項18】
前記ＨＥＯが一般式ＭｘＯｙで表され、Ｍが周期表の少なくとも１種のランタニドから選択される、請求項１３に記載の摩耗性シーラント皮膜。
【請求項19】
前記ＨＥＯが一般式ＭｘＯｙで表され、Ｍが少なくとも１種の遷移金属から選択される、請求項１３に記載の摩耗性シーラント皮膜。
【請求項20】
５ｍｏｌ％より多い量の５つ以上の異なる酸化物形成金属カチオンを含む、摩耗性シーラント皮膜。
【請求項21】
全ての酸化物が単相固溶体を形成する、請求項１５に記載の摩耗性シーラント皮膜。
【請求項22】
多数の酸化物相が存在する、請求項１５に記載の摩耗性シーラント皮膜。
【請求項23】
高レベルの多孔性を含み、断面積で約３０～７０％を有する多孔性を有することができる、請求項１５に記載の摩耗性シーラント皮膜。
【請求項24】
少なくとも１種の一時的な相を含む、請求項１５に記載の摩耗性シーラント皮膜。
【請求項25】
少なくとも１種の一時的な相がポリエステル、タルク、および窒化ホウ素を含む、請求項１５に記載の摩耗性シーラント皮膜。
【請求項26】
５～１４重量％のＣａＣｏ３、ＣａＯ、またはＭｇＯを含む少なくとも１種のアルカリ土類金属酸化物、３５～７０重量％のＹｂ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ、またはＳｍ２Ｏ３を含む少なくとも１種の希土類金属酸化物、および
６～２０重量％のＹ２Ｏ３、および
残部のＺｒＯ２を含む、高エントロピー酸化物粉末。
【請求項27】
請求項１３に記載の摩耗性シーラント皮膜を含むタービンブレード。
【請求項28】
請求項１３に記載の摩耗性シーラント皮膜を含むジェットエンジンの一部。【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
関連出願の相互参照
本出願は、２０２１年３月１７日に出願された米国仮出願第６３／１６２，２２８号の利益および優先権を主張し、その開示はその全体が本明細書において参照により明らかに援用される。
本出願は、２０２１年３月１７日に出願された米国仮出願第６３／１６２，２２８号の利益および優先権を主張し、その開示はその全体が本明細書において参照により明らかに援用される。
【0002】
発明の背景
１．開示の分野
本開示は、タービンエンジンの高温領域におけるエンジン効率を高めるための、高エントロピー酸化物（ＨＥＯ）を有する溶射材料原料および摩耗性シーラント皮膜に関する。
１．開示の分野
本開示は、タービンエンジンの高温領域におけるエンジン効率を高めるための、高エントロピー酸化物（ＨＥＯ）を有する溶射材料原料および摩耗性シーラント皮膜に関する。
【背景技術】
【0003】
２．背景の情報
ターボ機械において、回転部材（例えばブレードおよびラビリンスシールナイフエッジ）とエンジンケーシングとの間のクリアランスを減らすために摩耗性シールが用いられる。回転部材とエンジンケーシングとの間のクリアランスを減らすことは、タービンエンジンの効率を改善し、燃費を低下させ、ブレードとエンジンケーシングとの間の致命的な接触の可能性を排除することによりクリアランスの安全マージンを減らす。摩耗性シールは、摩耗性皮膜を固定部分（エンジンケーシング）に適用することにより製造され、作動中に回転部材（例えばブレードまたはナイフエッジ）のチップと接触すると擦れて取れる。このプロセスは、ブレードチップと内部エンジンハウジングとの間のギャップを実質的になくす。
ターボ機械において、回転部材（例えばブレードおよびラビリンスシールナイフエッジ）とエンジンケーシングとの間のクリアランスを減らすために摩耗性シールが用いられる。回転部材とエンジンケーシングとの間のクリアランスを減らすことは、タービンエンジンの効率を改善し、燃費を低下させ、ブレードとエンジンケーシングとの間の致命的な接触の可能性を排除することによりクリアランスの安全マージンを減らす。摩耗性シールは、摩耗性皮膜を固定部分（エンジンケーシング）に適用することにより製造され、作動中に回転部材（例えばブレードまたはナイフエッジ）のチップと接触すると擦れて取れる。このプロセスは、ブレードチップと内部エンジンハウジングとの間のギャップを実質的になくす。
【0004】
従来の溶射粉末は、設計意図または運転中のサージのために回転部材が皮膜と接触することのできるクリアランス制御用途の摩耗性皮膜を生成する。皮膜は、回転部材の擦り減りを最小限に抑え、一方でシールされたエリアのクリアランス制御を行うことにより気体経路効率を最大化するよう設計されている。様々なエンジンのエンジン部分に必要な作動条件に応じて、従来の摩耗性シールは、酸化物セラミックであってもアルミニウム、銅、コバルト、および／またはニッケル系の金属合金であってもよい。エンジンの熱い部分では、従来の摩耗性シール材料は希土類酸化物、例えばイットリア、イッテルビア、および／またはジスプロシアにより安定化されたジルコニア系セラミックを含むことが多い。これらの皮膜の構想は、高温セラミックの望ましい特性とポリマー材料を組み合わせて、皮膜に多孔性を生み出す（例えば８ＹＳＺであるＭｅｔｃｏ ２３９５＋４．５重量％ポリエステル＋０．７重量％ｈＢＮまたは８ＹＳＺであるＭ２４６０ＮＳ＋４．０重量％ポリエステル）。これらの皮膜は、剥き出しのチップなしのニッケル合金ブレードまたはチップ付きのニッケル合金タービンブレードのいずれかに対する擦り減り侵害に適している。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
ブレードの擦り減りを低減するため、セラミックが重大なブレードの擦り減りを引き起こすことなくブレードにより容易に切断されるように、セラミック摩耗性皮膜の機械的特性は改変される必要がある。従来のセラミック摩耗性皮膜は、高い多孔性または充填剤相を用いており、それにより皮膜の全体の耐浸食性および硬さが低下し、摩耗性皮膜の切断を可能にする。
【課題を解決するための手段】
【0006】
概要
本開示は、耐浸食性が極めて低く（優れた摩耗性能）、熱安定性が高く、化学的に不活性な皮膜を形成する溶射材料原料を提供する。セラミック系摩耗性シーラント材料への高エントロピー酸化物の使用は、セラミック系摩耗性皮膜の切断性能を改善し、以下（１）ニッケル合金タービンブレード（例えば航空エンジンのタービン部分、または陸上気体蒸気タービンエンジン）、および（２）チップ付きのニッケル合金タービンブレード（例えば航空エンジンのタービン部分、または陸上気体蒸気タービンエンジン）に対する擦り減りダメージを排除する。高エントロピー酸化物から作製したセラミック摩耗性皮膜の使用はまた、熱安定性および耐焼結性を改善し、より高い使用温度をもたらす。カルシア－マグネシア－アルミノ－シリケート（ＣＭＡＳ）による化学的腐食に対する耐性もまた、ＨＥＯにより示された望ましい特性である。ＨＥＯ系セラミック摩耗性シーラント材料の別の利点は、それらの脆い特性により、皮膜構造に高多孔性レベルを生み出し、優れた摩耗性能を達成するために、一時的な相としてポリエステルの使用が必要ないことである。
本開示は、耐浸食性が極めて低く（優れた摩耗性能）、熱安定性が高く、化学的に不活性な皮膜を形成する溶射材料原料を提供する。セラミック系摩耗性シーラント材料への高エントロピー酸化物の使用は、セラミック系摩耗性皮膜の切断性能を改善し、以下（１）ニッケル合金タービンブレード（例えば航空エンジンのタービン部分、または陸上気体蒸気タービンエンジン）、および（２）チップ付きのニッケル合金タービンブレード（例えば航空エンジンのタービン部分、または陸上気体蒸気タービンエンジン）に対する擦り減りダメージを排除する。高エントロピー酸化物から作製したセラミック摩耗性皮膜の使用はまた、熱安定性および耐焼結性を改善し、より高い使用温度をもたらす。カルシア－マグネシア－アルミノ－シリケート（ＣＭＡＳ）による化学的腐食に対する耐性もまた、ＨＥＯにより示された望ましい特性である。ＨＥＯ系セラミック摩耗性シーラント材料の別の利点は、それらの脆い特性により、皮膜構造に高多孔性レベルを生み出し、優れた摩耗性能を達成するために、一時的な相としてポリエステルの使用が必要ないことである。
【0007】
「優れた摩耗性能」は、低いブレードの擦り減りダメージが得られたことで定義される。
【0008】
「ブレードの擦り減りダメージ」は、以下の（１）指定の８重量％イットリア安定化ジルコニア（ＹＳＺ）ポリエステル（Ｍｅｔｃｏ ２３９５およびＭｅｔｃｏ ２４６０ＮＳ）、４８重量％イットリア安定化ジルコニア（ＹＳＺ）ポリエステル（Ｍｅｔｃｏ ２４６１Ａ）、ジスプロシア安定化ジルコニア（ＤｙＳＺ）ポリエステル（Ｄｕｒａｂｒａｄｅ ２１９２）、イッテルビアジルコネートポリエステル（Ｄｕｒａｂｒａｄｅ ２１９８）およびマグネシアアルミネートスピネル（Ｍｅｔｃｏ ２２４５）に基づく摩耗性皮膜におけるセラミック材料成分によるブレード材料の２体摩耗擦り減り、ならびに（２）タービンにおける深刻な摩擦侵害条件により引き起こされたブレード材料の過剰な加熱から生じる深刻な擦り減りダメージ、および／または摩耗性皮膜が過剰に高いバルク硬度条件で溶射されることの２つの方法の１つで定義される。
【0009】
深刻な擦り減りダメージの例は、加熱で軟化したブレード材料、極度のバルク塑性変形、および割れを含む。深刻な擦り減りダメージの他の例は、摩擦により引き起こされた加熱から生じるブレード材料の酸化を含む。深刻な擦り減りダメージの更なる例は、ブレード材料の燃焼（主にチタン合金に限られる）を含む。深刻な擦り減りダメージのなお更なる例は、特定の硬さより高い摩耗性のシュラウドに対する非効率的な切断から生じる極度のブレード切断力によるブレード材料の亀裂を含む。
【0010】
本開示の例示的な実施形態は、摩耗性シーリング皮膜としての化学的複合物または「高エントロピー」酸化物（ＨＥＯ）を含む溶射材料原料に関する。ＨＥＯは、特定の環境での使用のための化学的、機械的、および熱的な特性の正確な制御を可能にする。実施形態では、本開示のＨＥＯはいずれの主な構成酸化物、例えばジルコニアも安定化ジルコニア皮膜に含まない。実施形態では、摩耗性シーリング皮膜が＞５ｍｏｌ％の高濃度で少なくとも５つの主な酸化物構成成分を含有する。
【0011】
例示的な実施形態では、摩耗性シーリング皮膜は５つ以上のカチオンの混合物を有する副格子および酸素を含む少なくとも１つの副格子を含む。５つ以上のカチオンのランダムな並びは、高配置エントロピー（Ｓｃｏｎｆｉｇ）の材料を提供する。５つ以上の元素を含むことはまた、相組成を変えて特定の環境での摩耗性および耐薬品性を高める能力を提供する。また、５つ以上の元素を含むことは個々の相の高配置エントロピーをもたらし、熱安定性の増大をもたらす。熱的特性、例えば熱伝導率はまた、特定の構成成分を含むことにより変えることができ、優れた性能が得られる。
【0012】
ＨＥＯは大きな格子ひずみおよび他の欠陥濃度を有し、熱伝導率が低くなる。それらの特徴的な低熱伝導率のためにＨＥＯはタービンエンジンの遮熱皮膜として調査されてきたが、摩耗性シール皮膜としてのＨＥＯの使用はこれまで研究されていない。
【0013】
本開示は、改善した擦り減り侵害挙動（摩耗性能）を示す新種のセラミック摩耗性シール組成物を提供する。用いられるＨＥＯの種類に応じて、改善した熱的特性、優れた耐焼結性、優れた相安定性、良好な熱サイクル性能、および（例えばＣＭＡＳによる）化学的腐食に対する高い耐性を本開示の摩耗性シール皮膜において得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【0014】
詳細な説明
ある実施形態では、酸化物セラミックがシーラント材料または摩耗性シール材料として用いられる。例示的な実施形態では、酸化物セラミック全体の複合原子組成は一般式ＭｘＯｙで表され、Ｍは５ｍｏｌ％より多い量の少なくとも５つの異なる酸化物形成金属カチオンの群から選択される。ＭｘＯｙは標準的な冶金学的な省略表現である。例えば、炭化物（Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｆｅ）２３Ｃ６は一般的にはＭ２３Ｃ６と称され、（ＴｉＮｂＴａＺｒＨｆ）ＣはＭＣと称される。同様に、ＭｘＯｙは酸化物（Ｚｒ，Ｃｅ，Ｙ，Ｙｂ，Ｇｄ，Ｄｙ）ｘＯｙを記載するのに用いることができ、「Ｍ」は少なくとも５つの酸化物形成金属の群から選択される。
ある実施形態では、酸化物セラミックがシーラント材料または摩耗性シール材料として用いられる。例示的な実施形態では、酸化物セラミック全体の複合原子組成は一般式ＭｘＯｙで表され、Ｍは５ｍｏｌ％より多い量の少なくとも５つの異なる酸化物形成金属カチオンの群から選択される。ＭｘＯｙは標準的な冶金学的な省略表現である。例えば、炭化物（Ｃｒ，Ｍｏ，Ｗ，Ｆｅ）２３Ｃ６は一般的にはＭ２３Ｃ６と称され、（ＴｉＮｂＴａＺｒＨｆ）ＣはＭＣと称される。同様に、ＭｘＯｙは酸化物（Ｚｒ，Ｃｅ，Ｙ，Ｙｂ，Ｇｄ，Ｄｙ）ｘＯｙを記載するのに用いることができ、「Ｍ」は少なくとも５つの酸化物形成金属の群から選択される。
【0015】
ある実施形態では、酸化物セラミックの配置エントロピーＳｃｏｎｆｉｇはモルあたり１．５Ｒ以上であり、Ｒは気体定数８．３１４Ｊ・Ｋ－１・ｍｏｌ－１である。このＳｃｏｎｆｉｇの値は高エントロピー材料の一般的に受け入れられている定義である。実施形態では、金属カチオン「Ｍ」および酸素アニオン「Ｏ」を１つまたは複数の結晶副格子に割り振ることができる。
【0016】
本開示の実施形態では、金属「Ｍ」は無毒非放射性酸化物形成金属、例えば
Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、およびＢａを含むアルカリ土類金属、
Ｓｃ、Ｙ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｒｅ、Ｆｅ、Ｒｕ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、およびＺｎを含む遷移金属、ならびに
Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｙｂ、およびＬｕを含むランタニドを含むことができる。
Ｂｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、およびＢａを含むアルカリ土類金属、
Ｓｃ、Ｙ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｍｎ、Ｒｅ、Ｆｅ、Ｒｕ、Ｃｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、およびＺｎを含む遷移金属、ならびに
Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｙｂ、およびＬｕを含むランタニドを含むことができる。
【0017】
例えば、「Ｍ」は、少なくとも１種のアルカリ土類金属、少なくとも１種の遷移金属、および少なくとも１種のランタニドを含む、少なくとも５つの異なる酸化物形成金属カチオンの群から選択される。別の例では、「Ｍ」は、アルカリ土類金属、遷移金属、およびランタニドの中の少なくとも５つの異なる酸化物形成金属カチオンの群から選択される。
【0018】
実施形態では、以下の金属、（１）アルカリ土類金属、例えばＭｇおよびＣａ、（２）遷移金属、例えばＹ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、およびＷ、ならびに（３）ランタニド、例えばＬａ、Ｃｅ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｅｒ、およびＹｂをＨＥＯ摩耗性シール皮膜において用いることができる。
【0019】
実施形態では、金属カチオン「Ｍ」および酸素アニオン「Ｏ」を１つまたは複数の結晶副格子に割り振ることができる。従って、本開示の酸化物は、未だ知られていない結晶格子（Ｚｒ，Ｙ，Ｙｂ，Ｇｄ，Ｄｙ）ｘＯｙの１つの複合酸化物構造として物理的に示すことができるか、またはそれ自体を２つ以上の一般的に知られている結晶格子、例えば（Ｙ，Ｙｂ，Ｇｄ，Ｄｙ）２Ｏ３および（Ｚｒ，Ｃｅ）Ｏ２に区分化することができる。後者の場合、これは全体的な組成内で３つの酸素原子ごとに群（Ｙ，Ｙｂ，Ｇｄ，Ｄｙ）からの２つの原子、２つの酸素原子ごとに群ＺｒおよびＣｅから１つの原子を意味する。これらの酸化物格子は密接に混合されることが予測され、それにより走査電子顕微鏡法でＨＥＯ構造において別々の相を検出することはできない。
【0020】
本開示の実施形態とＮｉｃｏｌｌら、Ｄｉｅｔｅｒら、およびＸｉｅらの参考文献（以下に列挙）との２つの基本的な違いは、
１．高エントロピー（Ｓｃｏｎｆｉｇは１．５Ｒより大きい）（これは例えばＲｅｆ．１に記載のような標準的な熱力学的公式を用いてあらゆる組成物について計算することができる）、および
２．より多くの数の「Ｍ」種を含む。
１．高エントロピー（Ｓｃｏｎｆｉｇは１．５Ｒより大きい）（これは例えばＲｅｆ．１に記載のような標準的な熱力学的公式を用いてあらゆる組成物について計算することができる）、および
２．より多くの数の「Ｍ」種を含む。
【0021】
本開示の実施形態とＨｅらの参考文献（以下に列挙）との基本的な違いは、
１．高エントロピー酸化物の摩耗性シール材料としての用途である。
１．高エントロピー酸化物の摩耗性シール材料としての用途である。
【0022】
高エントロピー酸化物は遮熱皮膜として用いることができたが、高エントロピー酸化物の摩耗性シールとしての使用は知られていない。例えばＨａｒｒｉｎｇｔｏｎの参考文献（Ｒｅｆ．１６として以下に列挙）を参照すると、「（出発点およびベースラインとしての４つの主なカチオン（Ｈｆ０．２５Ｚｒ０．２５Ｃｅ０．２５Ｙ０．２５）Ｏ２－δに加えて）５つの主なカチオンを有する１１の蛍石酸化物が高エネルギーボールミル粉砕、放電プラズマ焼結、および空気中アニーリングより製造された」と記載されている。
【0023】
本開示のいくつかの態様では、高エントロピー酸化物摩耗性皮膜はカルシア－マグネシア－アルミナ－シリカ（ＣＭＡＳ）に更に耐性である。ＣＭＡＳ耐性は高エントロピー酸化物に本来備わった特徴ではなく、摩耗性皮膜に有用な独立的な特性である。ＣＭＡＳ耐性は、ＣＭＡＳ材料を試験する酸化物皮膜の最上部に置き、製造した試験クーポンを高温に曝露させ、酸化物皮膜へのＣＭＡＳの浸透を測定することにより一般的に測定される。
【0024】
例示的な実施形態では、酸化物は８時間で１１１０～１１２５℃の溶融温度を有するＣＭＡＳ組成物とともに１２５０℃の試験温度に８時間供される。別に記載されなければ、本開示で提示された全てのＣＭＡＳ浸透データはこれらの条件下で試験された。
【0025】
ＨＥＯ皮膜が溶融シリケートの腐食に対して７ＹＳＺより高い耐性を示すことが見出された。アルカリ土類酸化物（「ＡＥ」）の添加は、高エントロピー酸化物の耐性を更に高めることができる。ＡＥの添加は、１）遮熱皮膜（「ＴＢＣ」）と溶融シリケートとの境界で形成する相の溶融温度を上昇させること、および２）溶融シリケートだけでなく皮膜において保護層の形成に必要な元素（例えばＣａ、Ｍｇ、およびＲＥ）を提供することの２つの効果を有する。この動態は保護層の相形成の反応速度論を改変し、針状形態ではなく好ましい高密度の保護層を形成することが示された。
【0026】
実際に、溶融シリケートが遷移金属酸化物（例えばＺｒＯ２）ならびにＹおよび／または他の希土類ドーパントを含有する皮膜と反応する場合、最も安定な高温相（例えばアパタイト）を形成する希土類ドーパントは、皮膜から優先的にリーチングする。
【0027】
高Ｙジルコニア皮膜、例えば４８ＹＳＺは、ＣＭＡＳバリアにおいて適度な保護アパタイトを効率的に形成することができる。望ましい保護層は、ＡＥ２＋ｙＲＥ８＋ｘ（ＳｉＯ４）６Ｏ２＋３ｘ／２＋ｙを有するアパタイト型層である。層がＣＭＡＳのＲＥ元素およびＡＥ元素の両方を含有することから、皮膜に変化する量で希土類およびアルカリ土類の両方を含むことは、濃度勾配を変えることによりアパタイト相成長反応速度論を操作することができる。皮膜のＡＥ濃度およびＲＥ濃度がいずれも高い場合、Ｓｉが溶融ＣＭＡＳから皮膜に拡散してアパタイトを形成する。ＡＥが皮膜に含まれない場合、ＲＥ元素が皮膜から拡散してＣＭＡＳに含有されたシリケートとともにアパタイトを形成する。皮膜へのＳｉ拡散から形成するアパタイトがより保護的である。
【0028】
別々の相にあるよりも遷移金属酸化物（この場合ＺｒＯ２、ＨｆＯ２、ＴｉＯ２、Ｙ２Ｏ３、Ｎｂ２Ｏ５、Ｖ２Ｏ５、Ｔａ２Ｏ５、Ｃｒ２Ｏ３、ＭｏＯ３、ＷＯ３）およびランタニド系統の希土類酸化物（Ｌａ２Ｏ３、ＣｅＯ２、Ｎｄ２Ｏ３、Ｓｍ２Ｏ３、Ｅｕ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｔｂ２Ｏ３、Ｄｙ２Ｏ３、Ｈｏ２Ｏ３、Ｅｒ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３、およびＬｕ２Ｏ３）ならびにそれらの任意の混合物とともにアルカリ土類金属が溶液に存在する場合にはるかに明白であることから、この効果は高エントロピーまたは複合濃縮酸化物において特に重要である。基本的な原理は、ＡＥ元素およびＲＥ元素の皮膜からＣＭＡＳへの拡散を防ぎ、Ｓｉを皮膜に拡散させてアパタイト相を形成することである。ＲＥ元素およびＡＥ元素を含有する非常に不規則な単相固溶体は材料からのそれらの拡散を更に遅らせる。
【0029】
本開示の実施形態は、遷移金属、ランタニド系統の希土類酸化物、およびアルカリ土類金属を含有する酸化物の混合物を含む。実施形態では、アルカリ土類酸化物は、保護皮膜と溶融シリケートとの境界で形成するアパタイト層の形成反応速度論を変える。反応速度論は、溶融シリケートと固体皮膜との間に完全に高密度の連続層をもたらす。従来の皮膜、例えば７ＹＳＺでは、アパタイト層は保護的ではなく、皮膜材料のリーチングが迅速で抑制されない。
【0030】
本開示の実施形態では、境界で形成する保護層は、アルカリ土類元素（即ちＢｅ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、およびＢａ）、イットリウムまたは希土類元素（即ちＹ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｐｍ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、およびＬｕ）ならびにＳｉを含有する複合酸化物である。ＡＥおよび／またはＳｉの供給源が溶融シリケート内またはＣＭＡＳ内のみである場合、層の形態は針状であり、最小限に保護するものである。保護的な境界相の形成に必要なＡＥが皮膜に見られる場合、皮膜の形態は境界において高密度で連続的である。このことが保護効果をもたらし、皮膜からのＲＥ元素およびＡＥ元素の更なるリーチングを防ぐ。
【0031】
本開示の例示的な実施形態は、少なくとも４種の群Ａ化合物および１種の群Ｂ化合物を含有する皮膜を含む。群Ａ化合物は、ＺｒＯ２、ＨｆＯ２、ＴｉＯ２、Ｙ２Ｏ３、Ｎｂ２Ｏ５、Ｖ２Ｏ５、Ｔａ２Ｏ５、Ｃｒ２Ｏ３、ＭｏＯ３、ＷＯ３、Ｌａ２Ｏ３、ＣｅＯ２、Ｎｄ２Ｏ３、Ｓｍ２Ｏ３、Ｅｕ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、Ｔｂ２Ｏ３、Ｄｙ２Ｏ３、Ｈｏ２Ｏ３、Ｅｒ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３、およびＬｕ２Ｏ３を含む。群Ｂ化合物は、ＭｇＯ、ＣａＯ、ＣａＣＯ３、ＳｒＯ、ＳｒＣＯ３、ＢａＯ、およびＢａＣＯ３を含む。実施形態では、保護層がアパタイト型ではないが皮膜の複合溶液にＡＥ元素およびＲＥ元素を含めることによりやはり制御される皮膜組成物が提供される。
【0032】
いくつかの実施形態では、原料コストを最小限に抑える目的で、典型的には希土類金属から形成される費用のかかる酸化物の含有量を低減することが望ましい。実施形態では、希土類金属は、イットリウム、ガドリニウム、ネオジム、ジスプロシウム、ハフニウム、ニオブ、およびタンタルを含む。１つの実施形態では、Ｈｆ－酸化物、Ｔａ－酸化物、Ｄｙ－酸化物、Ｎｂ－酸化物、Ｎｄ－酸化物、Ｇｄ酸化物、およびＹ酸化物の少なくとも１種を含む費用のかかる酸化物の含有量を５５重量％未満の最小限に抑えることが望ましい。実施形態では、費用のかかる酸化物は金属種と酸化物の間の任意の化学量論を含む。好ましい実施形態では、ＨＥＯの費用のかかる酸化物の含有量は５０重量％未満である。より好ましい実施形態では、ＨＥＯの費用のかかる酸化物の含有量は４５重量％未満である。比較として、公知のＣＭＡＳ耐性酸化物として本開示に言及したガドリニウムジルコネートは５９～６０重量％のガドリニウムを有し、従って、５９～６０重量％の費用のかかる酸化物の含有量に等しい。
【0033】
いくつかの実施形態では、ＨＥＯの化学的構造は
５～１４重量％のアルカリ土類金属酸化物、例えばＣａＣｏ３、ＣａＯ、またはＭｇＯ、
３５～７０重量％の希土類金属酸化物、例えばＹｂ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ、またはＳｍ２Ｏ３、
１３～５７重量％のＺｒＯ２、および
６～２０重量％のＹ２Ｏ３を含む。
５～１４重量％のアルカリ土類金属酸化物、例えばＣａＣｏ３、ＣａＯ、またはＭｇＯ、
３５～７０重量％の希土類金属酸化物、例えばＹｂ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ、またはＳｍ２Ｏ３、
１３～５７重量％のＺｒＯ２、および
６～２０重量％のＹ２Ｏ３を含む。
【0034】
いくつかの実施形態では、Ａｌ２Ｏ３を３重量％まで添加することができる。他の実施形態では、Ｌａ２Ｏ３またはＬａの他の供給源は２重量％未満に特に限定される。いくつかの実施形態では、Ｌａのあらゆる供給源は０．５重量％未満に限定される。
【0035】
実施形態では、ＨＥＯの化学的構造（ＨＥＯ－２の化学的構造を表す）は
１１～１７重量％のアルカリ土類金属酸化物、例えばＣａＣＯ３、
５５～８３重量％の希土類金属酸化物、例えばＹｂ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、またはＹ２Ｏ３、
２２～３３重量％のＹｂ２Ｏ３、
２０～３１重量％のＧｄ２Ｏ３、
１２～１９重量％のＹ２Ｏ３、および
１３～２１重量％のＺｒＯ２を含む。
１１～１７重量％のアルカリ土類金属酸化物、例えばＣａＣＯ３、
５５～８３重量％の希土類金属酸化物、例えばＹｂ２Ｏ３、Ｇｄ２Ｏ３、またはＹ２Ｏ３、
２２～３３重量％のＹｂ２Ｏ３、
２０～３１重量％のＧｄ２Ｏ３、
１２～１９重量％のＹ２Ｏ３、および
１３～２１重量％のＺｒＯ２を含む。
【0036】
実施形態では、アルカリ土類金属酸化物の量は１２．５～１５．５重量％である。実施形態では、希土類金属酸化物の量は６１～７６重量％である。他の実施形態では、希土類金属酸化物の量は２２～３３重量％である。実施形態では、Ｙ２Ｏ３の量は１４～１８重量％である。実施形態では、ＺｒＯ２の量が１５～１９重量％である。
【0037】
実施形態では、ＨＥＯの化学的構造（ＨＥＯ－８の化学的構造を表す）は
５～９重量％のアルカリ土類金属酸化物、例えばＭｇＯ、
４１～６３重量％の希土類金属酸化物、例えば１～２重量％のＬａ２Ｏ３および２４～３８重量％のＧｄ２Ｏ３、
好ましくは、Ｙ２Ｏ３およびＧｄ２Ｏ３の費用のかかる酸化物の含有量が５５重量％未満であり、
１５～２４重量％のＹ２Ｏ３、ならびに
残部のＺｒＯ２を含む。
５～９重量％のアルカリ土類金属酸化物、例えばＭｇＯ、
４１～６３重量％の希土類金属酸化物、例えば１～２重量％のＬａ２Ｏ３および２４～３８重量％のＧｄ２Ｏ３、
好ましくは、Ｙ２Ｏ３およびＧｄ２Ｏ３の費用のかかる酸化物の含有量が５５重量％未満であり、
１５～２４重量％のＹ２Ｏ３、ならびに
残部のＺｒＯ２を含む。
【0038】
実施形態では、アルカリ土類金属酸化物の量は６～８重量％である。実施形態では、希土類金属酸化物の量は４６～５８重量％である。実施形態では、希土類金属酸化物の量は２２～３３重量％である。実施形態では、Ｙ２Ｏ３の量は１４～１８重量％である。実施形態では、ＺｒＯ２の量は１５～１９重量％である。実施形態では、Ｙ２Ｏ３の量は１７～２２重量％である。
【0039】
実施形態では、ＨＥＯの化学的構造（ＨＥＯ－９の化学的構造を表す）は
４～７重量％のアルカリ土類金属酸化物、例えば２～４重量％のＣａＯおよび１～３重量％ＭｇＯ、
２８～４３重量％の希土類金属酸化物、例えば８～１３重量％のＹｂ２Ｏ３、７～１２重量％のＧｄ２Ｏ３、７～１２重量％のＳｍ２Ｏ３、
４～８重量％のＹ２Ｏ３、ならびに
残部のＺｒＯ２を含む。
４～７重量％のアルカリ土類金属酸化物、例えば２～４重量％のＣａＯおよび１～３重量％ＭｇＯ、
２８～４３重量％の希土類金属酸化物、例えば８～１３重量％のＹｂ２Ｏ３、７～１２重量％のＧｄ２Ｏ３、７～１２重量％のＳｍ２Ｏ３、
４～８重量％のＹ２Ｏ３、ならびに
残部のＺｒＯ２を含む。
【0040】
好ましくは、Ｙ２Ｏ３、Ｙｂ２Ｏ３、およびＧｄ２Ｏ３の費用のかかる酸化物の含有量は４０重量％未満である。
【0041】
実施形態では、希土類金属酸化物の量は３２～４０重量％である。実施形態では、Ｙ２Ｏ３の量は５～７重量％である。
【0042】
実施形態では、ＨＥＯの化学的構造（ＨＥＯ－１０の化学的構造を表す）は
８～１４重量％のアルカリ土類金属酸化物、例えば５～８重量％のＣａＯおよび３～６重量％のＭｇＯ、
６０～９１重量％の希土類金属酸化物、例えば１８～２７重量％のＹｂ２Ｏ３、１６～２５重量％のＧｄ２Ｏ３、および１５～２４重量％のＳｍ２Ｏ３、
４～１６重量％のＹ２Ｏ３、ならびに
残部のＺｒＯ２を含む。
８～１４重量％のアルカリ土類金属酸化物、例えば５～８重量％のＣａＯおよび３～６重量％のＭｇＯ、
６０～９１重量％の希土類金属酸化物、例えば１８～２７重量％のＹｂ２Ｏ３、１６～２５重量％のＧｄ２Ｏ３、および１５～２４重量％のＳｍ２Ｏ３、
４～１６重量％のＹ２Ｏ３、ならびに
残部のＺｒＯ２を含む。
【0043】
実施形態では、Ｙ２Ｏ３の量は１０～１６重量％である。他の実施形態では、Ｙ２Ｏ３の量は４～８重量％である。
【0044】
いくつかの実施形態では、ＨＥＯは、上述のＣＭＡＳ試験条件に供される場合の低い浸透深さにより実証されるような高ＣＭＡＳ耐性を有する。いくつかの実施形態では、ＣＭＡＳ浸透深さは１００μｍ未満である。他の実施形態では、ＣＭＡＳ浸透深さは８５μｍ未満である。更に他の実施形態では、ＣＭＡＳ浸透深さは７０μｍ未満である。
【0045】
先述のように、ＣＭＡＳ耐性はＨＥＯ材料に本来備わった特質ではなく、いくつかの実験用ＨＥＯが高いＣＭＡＳ浸透深さを有することが本発明者らにより実験により見出された。例えば、７ＹＳＺの従来のＴＢＣ皮膜が＞４００μｍのＣＭＡＳ浸透深さを有することが見出された。別の例として、ＧＺＯのＴＢＣ皮膜は、７ＹＳＺよりも改善したＣＭＡＳ耐性についてある程度知られた別の広範に用いられるＴＢＣであり、約１５０μｍのＣＭＡＳ浸透を有することが見出された。
【0046】
実施形態では、本開示の酸化物は、アパタイト相の形成により実証されるような高ＣＭＡＳ耐性を有する。本発明者らにより、上昇した量のアルカリ土類金属がＣＭＡＳ耐性を高めることが見出された。しかしながら、過剰に高いアルカリ土類金属含有量が反応生成物をアパタイト以外の相にシフトさせることができることもまた見出された。例えば、かんらん石を形成するいくつかの高いＭｇ含有量の実験用組成物が生成された。従って、酸化物にドープしすぎて反応生成物をアパタイト以外の相にシフトさせないようにアルカリ土類金属含有量のバランスを取ることが求められる。
【0047】
いくつかの実施形態では、本開示の酸化物は摩耗性皮膜の１つの成分を含む。別の実施形態では、摩耗性皮膜は、以下（１）多孔性形成剤、例えばポリエステル、ポリマー、ポリイミド、および／またはＰＭＭＡ、（２）固体潤滑剤、例えばグラファイト、ｈＢＮ、またはフッ化カルシウム、ならびに（３）他の充填剤相、例えばタルクもしくは粘土、または金属合金の１つまたは複数を含む。
【0048】
更に、少なくとも本発明が、例えば単純化または効率化のために特定の例示的な実施形態の開示によりそれを作製および使用できるように本明細書に開示されることから、本発明は、本明細書に特に開示されていないいずれの更なる要素も更なる構造もなしに行うことができる。
【0049】
上述の例が単に説明のために提供されたものであり、本発明を限定するものとしては決して解釈されないことに留意されたい。本発明は例示的な実施形態の参照により記載されたが、本明細書で用いられた単語が、限定する単語ではなく記載および説明する単語であることが理解される。その態様における本発明の範囲および趣旨から逸脱することなく、現在記載されたようなおよび補正されたような添付の特許請求の範囲の範囲内で変更を加えることができる。本発明は本明細書において特定の手段、材料および実施形態の参照により記載されたが、本発明は本明細書に開示された事項に限定されることを意図されず、むしろ、本発明は、例えば添付の特許請求の範囲の範囲内である、全ての機能的に同等の構造、方法および使用にまで及ぶ。
先行技術参考文献
以下の全ての参考文献は参照することにより本書に含まれる。
米国特許：
１． 米国特許 ４４２１７９９ Ｅ． Ｒ． Ｎｏｖｉｎｓｋｉ
２． 米国特許 ４５７８１１４ Ｓ． Ｒａｎｇａｓｗａｍｙ
３． 米国特許 ５０５９０９５ Ｂ． Ａ． Ｋｕｓｈｎｅｒ
４． 米国特許 ５９９７２４８ Ｆ． Ｇｈａｓｒｉｐｏｏｒ
５． 米国特許 ６８１２１７６ Ｄ． Ｚｈｕ
６． 米国特許 ６８８７５２８ Ｙ． Ｌａｕ
７． 米国特許 ７００１８５９ Ｄ． Ｚｈｕ
８． 米国特許 ７１８６４６６ Ｄ． Ｚｈｕ
９． 米国特許 ８１８７７１７ Ｌ． Ｘｉｅ
１０． 米国特許 ９５８１０４１ Ｒ． Ｊ． Ｓｉｎａｔｒａ
１１． 米国特許 ９９７５８１２ Ｊ． Ｃ． Ｄｏｅｓｂｕｒｇ
米国特許文献：
１２． ２００５／０１９６２７１Ａ１ ２００５年９月８日 ＷＩＬＳＯＮ
１３． ２００９／００６０７４７Ａ１ ２００９年３月５日 ＳＴＲＯＣＫ
１４． ２０１１／０１６４９６３Ａ１ ２０１１年７月７日 ＴＡＹＬＯＲ
１５． ２０１８／００２２９２８Ａ１ ２０１８年１月２５日 ＢＬＵＳＨ
１６． ２０１８／００２２９２９Ａ１ ２０１８年１月２５日 ＢＬＵＳＨ
１７． ２０１８／０２９８７７６Ａ１ ２０１８年１０月１８日 ＳＴＲＯＣＫ
１８． ２０１８／０１２８９５２Ａ１ ２０１８年５月１０日 ＹＥＨ
１９． ２０２０／０００３１２５Ａ１ ２０２０年１月２日 ＡＭＩＮＩ
２０． ２０２０／０１４１２６０Ａ１ ２０２０年５月７日 ＳＥＹＭＯＵＲ
豪国特許文献：
２１． ２０１４／２２１２５９Ａ１ ２０１４年１０月２日 ＬＥＡＣＨ
カナダ国特許：
２２． カナダ国特許 ２４３１３１０ Ｄ． Ｍｉｔｃｈｅｌｌ
２３． カナダ国特許 ２４８８９４９ Ｗ． Ｓｃｏｔｔ
２４． カナダ国特許 ２５４９６００ Ｎ． Ａｎｄｒｅｗ
２５． カナダ国特許 ２５８５９９２ Ｓ． Ｄｉｅｔｅｒ
２６． カナダ国特許 ２６８６３３２ Ｍ． Ｃｙｂｕｌｓｋｙ
２７． カナダ国特許 ２８８０１４７ Ｍ． Ｐｏｄｇｏｒｓｋｉ
２８． カナダ国特許 ２９１４２８９ Ｒ． Ｌａｒｒｙ
２９． カナダ国特許 ３０５１９９５ Ａ． Ｂｏｌｃａｖａｇｅ
欧州特許：
３０． 欧州特許 ０４５５９９６ Ｋ． Ｂｕｒｔｏｎ
３１． 欧州特許 １３７１８１５ Ｆ． Ｂｒａｉｌｌａｒｄ
３２． 欧州特許 １５４８１４４ Ｗ． Ｓｃｏｔｔ
３３． 欧州特許 １５００７９０ Ｆ． Ｇｒｏｓｓ
３４． 欧州特許 ２６８３８４４ Ｋ． Ｌｅｅ
３５． 欧州特許 ３１４１７０４ Ｙ． Ｋｏｊｉｍａ
３６． 欧州特許 ３３６９４８７ Ｔ． Ｋｕｒｉｍｕｒａ
３７． 欧州特許 ３５９７８６０ Ｋ． Ｓｅｙｍｏｕｒ
３８． 欧州特許 ３５９７８７１ Ｒ． Ｗ． Ｊａｃｋｓｏｎ
３９． 欧州特許 ３６２３３５５ Ｗ． Ｒ． Ｓｃｈｍｉｄｔ
スペイン国特許：
４０． スペイン国特許 ２３５５１５２ Ｗ． Ｓｃｏｔｔ
国際公開特許文献：
４１． ２００３／０５９５２９Ａ１ ２００３年７月２４日 ＷＩＬＳＯＮ
４２． ２００９／０５９８５９Ａ２ ２００９年５月１４日 Ｄ． Ｂ． ＡＬＬＥＮ
４３． ２０２０／１４２１２５Ａ２ ２０２０年７月９日 ＨＥ
研究出版物：
ＭＯ （岩塩「塩化ナトリウム」結晶格子構造を有するＨＥＯ）
１． Ｃ． Ｍ． Ｒｏｓｔ， Ｐｈ．Ｄ ｔｈｅｓｉｓ， Ｎｏｒｔｈ Ｃａｒｏｌｉｎａ Ｓｔａｔｅ Ｕｎｉｖ （２０１６）， “Ｅｎｔｒｏｐｉｃａｌｌｙ－ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｏｘｉｄｅｓ： Ｅｘｐｌｏｒａｔｉｏｎｓ ｏｆ ａ ｎｏｖｅｌ ｃｌａｓｓ ｏｆ ｍｕｌｔｉｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ｍａｔｅｒｉａｌｓ”．
２． Ｃ． Ｍ． Ｒｏｓｔ， Ｅ． Ｓａｃｈｅｔ， Ｔ． Ｂｏｒｍａｎ， Ａ． Ｍｏｂａｌｌｅｇｈ， Ｅ． Ｄｉｃｋｅｙ， Ｄ． Ｈｏｕ， Ｊ． Ｊｏｎｅｓ， Ｓ． Ｃｕｒｔａｒｏｌｏ， Ｊ． Ｐ． Ｍａｒｉａ， Ｎａｔｕｒｅ Ｃｏｍｍｕｎｉｃａｔｉｏｎｓ： ０９－２５－２０１５， “Ｅｎｔｒｏｐｙ－ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｏｘｉｄｅｓ”．
３． Ｍｏｂａｌｌｅｇｈ， Ｃ． Ｍ． Ｒｏｓｔ， Ｊｏｎ－Ｐａｕｌ Ｍａｒｉａ， Ｅ Ｃ． Ｄｉｃｋｅｙ， Ｍｉｃｒｏｓｃ． Ｍｉｃｒｏａｎａｌ．， ２１ （２０１５）， ｐｐ． １３４９－１３５０： “Ｃｈｅｍｉｃａｌ ｈｏｍｏｇｅｎｅｉｔｙ ｉｎ ｅｎｔｒｏｐｙ－ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｃｏｍｐｌｅｘ ｍｅｔａｌ ｏｘｉｄｅｓ”．
４． Ｚ． Ｒａｋ， Ｊ－Ｐ， Ｍａｒｉａ， Ｄ． Ｗ． Ｂｒｅｎｎｅｒ， Ｍａｔｅｒ Ｌｅｔｔ： ２１７ （２０１８） ｐｐ． ３００－３０３： “Ｅｖｉｄｅｎｃｅ ｆｏｒ Ｊａｈｎ－Ｔｅｌｌｅｒ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ ｉｎ ｔｈｅ （Ｍｇ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ）Ｏ ｅｎｔｒｏｐｙ．”
５． Ｃ． Ｍ． Ｒｏｓｔ， Ｚ． Ｒａｋ， Ｄ． Ｗ． Ｂｒｅｎｎｅｒ Ｊ．－Ｐ． Ｍａｒｉａ， Ｊ． Ａｍ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｓｏｃｉｅｔｙ， １００（２０１７）， ｐｐ． ２７３２－２７３８， “ Ｌｏｃａｌ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ｔｈｅ ＭｇｘＮｉｘＣｏｘＣｕｘＺｎｘ （ｘ＝０．２） ｅｎｔｒｏｐｙ－ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｏｘｉｄｅ： Ａｎ ＥＸＡＦＳ ｓｔｕｄｙ”．
６． Ｚ． Ｒａｋ， Ｃ． Ｍ． Ｒｏｓｔ， Ｍ． Ｌｉｍ， Ｐ． Ｓａｒｋｅｒ， Ｃ． Ｔｏｈｅｒ， Ｓ． Ｃｕｒｔａｒｏｌｏ， Ｊ． Ｐ． Ｍａｒｉａ， Ｄ． Ｗ． Ｂｒｅｎｎｅｒ， Ｊ． Ａｐｐ． Ｉ Ｐｈｙｓ．， １２０ （２０１６） ｐｐ． ９５－１０５， “Ｃｈａｒｇｅ ｃｏｍｐｅｎｓａｔｉｏｎ ａｎｄ ｅｌｅｃｔｒｏｓｔａｔｉｃ ｔｒａｎｓｆｅｒａｂｉｌｉｔｙ ｉｎ ｔｈｒｅｅ ｅｎｔｒｏｐｙ－ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｏｘｉｄｅｓ： ｒｅｓｕｌｔｓ ｆｒｏｍ ｄｅｎｓｉｔｙ ｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ ｔｈｅｏｒｙ ｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎｓ”
７． Ｇ． Ａｎａｎｄ， Ａ． Ｐ． Ｗｙｎｎ， Ｃ． Ｍ． Ｈａｎｄｌｅｙ， Ｃ． Ｌ． Ｆｒｅｅｍａｎ， Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒ．， １４６（２０１８） ｐｐ． １１９－ １２５， “Ｐｈａｓｅ ｓｔａｂｉｌｉｔｙ ａｎｄ ｄｉｓｔｏｒｔｉｏｎ ｉｎ ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ｏｘｉｄｅｓ”
８． Ｓａｒｋａｒ， Ｒ． Ｄｊｅｎａｄｉｃ， Ｎ． Ｊ． Ｕｓｈａｒａｎｉ， Ｋ． Ｐ． Ｓａｎｇｈｖｉ， Ｊ． Ｅｕｒｏ Ｃｅｒａｍ Ｓｏｃ， ３７（２０１７） ｐｐ． ７４７－ ７５４， “Ｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ ｍｕｌｔｉｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ｅｎｔｒｏｐｙ ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｍｅｔａｌ ｏｘｉｄｅ”．
９． Ｄ． Ｂｅｒａｒｄａｎ， Ｓ． Ｆｒａｎｇｅｒ， Ｄ． Ｄｒａｇｏｅ， Ａ． Ｋ． Ｍｅｅｎａ ａｎｄ Ｎ． Ｄｒａｇｏｅ， Ｐｈｙｓ． Ｓｔａｔｕｓ Ｓｏｌｉｄｉ ＲＲＬ １０， ４（２０１６）， ｐｐ． ３２８－３３３， “Ｃｏｌｏｓｓａｌ ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃ ｃｏｎｓｔａｎｔ ｉｎ ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ｏｘｉｄｅｓ”
１０． Ｄ． Ｂｅｒａｒｄａｎ， Ｓ． Ｆｒａｎｇｅｒ， Ａ． Ｋ． Ｍｅｅｎａ ａｎｄ Ｎ． Ｄｒａｇｏｅ， Ｊ． Ｍａｔｅｒ． Ｃｈｅｍ． Ａ， ２４（２０１６）， ｐｐ． ９５３６－９５４１， “Ｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ Ｌｉｔｈｉｕｍ ｓｕｐｅｒｉｏｎｉｃ ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙ ｉｎ ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ｏｘｉｄｅｓ”
１１． Ｄ． Ｂｅｒａｒｄａｎ， Ａ． Ｋ． Ｍｅｅｎａ， Ｓ． Ｆｒａｎｇｅｒ， Ｃ． Ｈｅｒｒｅｒｏ ａｎｄ Ｎ． Ｄｒａｇｏｅ， Ｊ． Ａｌｌｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ， ７０４（２０１７） ｐｐ． ６９３－７００， “Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ Ｊａｈｎ－Ｔｅｌｌｅｒ ｄｉｓｔｏｒｔｉｏｎ ｉｎ （ＭｇＣｏＮｉＣｕＺｎ）Ｏ－ｂａｓｅｄ ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ｏｘｉｄｅｓ”
１２． Ｓａｒｋａｒ， Ｌ． Ｖｅｌａｓｃｏ， Ｄ． Ｗａｎｇ， Ｑ． Ｗａｎｇ， Ｇ． Ｔａｌａｓｉｌａ， Ｌ． ｄｅ Ｂｉａｓｉ， Ｃ． Ｋｕｂｅｌ， Ｔ． Ｂｒｅｚｅｓｉｎｓｋｉ， Ｓ． Ｂｈａｔｔａｃｈａｒｙａ， Ｈ． Ｈａｈｎ， Ｂ． Ｂｒｅｉｔｕｎｇ， Ｎａｔｕｒｅ Ｃｏｍｍｕｎｉｃａｔｉｏｎｓ： ０８－２４－２０１８， “Ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ｏｘｉｄｅｓ ｆｏｒ ｒｅｖｅｒｓｉｂｌｅ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ”
ＭＯ２ （蛍石「フッ化カルシウム」結晶格子構造を有するＨＥＯ）
１３． Ｒ． Ｄｊｅｎａｄｉｃ， Ａ． Ｓａｒｋａｒ， Ｏ． Ｃｌｅｍｅｎｓ， Ｃ． Ｌｏｈｏ， Ｍ． Ｂｏｔｒｏｓ， Ｖ． Ｃｈａｋｒａｖａｄｈａｎｕｌａ， Ｃ． Ｋｕｂｅｌ， Ｓ． Ｂｈａｔｔａｃｈａｒｙａ， Ａ． Ｇａｎｄｈｉ， Ｈ． Ｈａｈｎ， Ｍａｔｅｒ． Ｒｅｓ． Ｌｅｔｔ． ５（２０１７）， ｐｐ． １０２－１０９， “Ｍｕｌｔｉｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ｅｑｕｉａｔｏｍｉｃ ｒａｒｅ ｅａｒｔｈ ｏｘｉｄｅｓ”
１４． Ｋ． Ｃｈｅｎ， Ｘ． Ｐｅｉ， Ｌ． Ｔａｎｇ， Ｈ． Ｃｈｅｎｇ， Ｚ． Ｌｉ， Ｃ． Ｌｉ， Ｘ． Ｚｈａｎｇ， Ｌ． Ａｎ， Ｊ． Ｅｕｒｏ Ｃｅｒａｍ Ｓｏｃ， ３８（２０１８） ｐｐ． ４１６１－６４， “Ａ ｆｉｖｅ－ｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ｅｎｔｒｏｐｙ－ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｆｌｕｏｒｉｔｅ ｏｘｉｄｅ”．
１５． Ａ． Ｓａｒｋａｒ， Ｃ． Ｌｏｈｏ， Ｌ．， Ｖｅｌａｓｃｏ， Ｔ． Ｔｈｏｍａｓ； Ｓ． Ｂｈａｔｔａｃｈａｒｙａ， Ｈ． Ｈａｈｎ， Ｒ． Ｄｊｅｎａｄｉｃ， Ｄａｌｔｏｎ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ ３６（２０１７）， ｐｐ． １２１６７－１７６， “Ｍｕｌｔｉｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ｅｑｕｉａｔｏｍｉｃ ｒａｒｅ ｅａｒｔｈ ｏｘｉｄｅｓ”
１６． Ｇｉｌｄ， Ｊ．， Ｓａｍｉｅｅ， Ｍ．， Ｂｒａｕｎ， Ｊ．Ｌ．， Ｈａｒｒｉｎｇｔｏｎ， Ｔ．， Ｖｅｇａ， Ｈ．， Ｈｏｐｋｉｎｓ， Ｐ．Ｅ．， Ｖｅｃｃｈｉｏ， Ｋ．， ａｎｄ Ｌｕｏ， Ｊ．， Ｊ Ｅｕｒｏ Ｃｅｒａｍ Ｓｏｃ， ３８（２０１８） ｐｐ． ３５７８－３５８４， “Ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ｆｌｕｏｒｉｔｅ ｏｘｉｄｅｓ”
ＡＢＯ３ （ペロブスカイト結晶格子構造を有するＨＥＯ）
１７． Ｓ． Ｊｉａｎｇ， Ｔ． Ｈｕ， Ｊ． Ｇｉｌｄ， Ｎ． Ｚｈｏｕ， Ｊ． Ｎｉｅ， Ｍ． Ｑｉｎ， Ｔ． Ｈａｒｒｉｎｇｔｏｎ， Ｋ． Ｖｅｃｃｈｉｏ， Ｊ． Ｌｕｏ， Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒ， １４２（２０１８）， ｐｐ． １１６－１２０， “Ａ ｎｅｗ ｃｌａｓｓ ｏｆ ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｏｘｉｄｅｓ”
１８． Ａ． Ｓａｒｋａｒ， Ｒ． Ｄｊｅｎａｄｉｃ， Ｄ． Ｗａｎｇ， Ｃ． Ｈｅｉｎ， Ｒ． Ｋａｕｔｅｎｂｕｒｇｅｒ， Ｏ． Ｃｌｅｍｅｎｓ， Ｈ． Ｈａｈｎ， Ｊ Ｅｕｒｏ Ｃｅｒａｍ Ｓｏｃ， ３８（２０１８） ｐｐ． ２３１８－２３２７， “Ｒａｒｅ ｅａｒｔｈ ａｎｄ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｍｅｔａｌ ｂａｓｅｄ ｅｎｔｒｏｐｙ ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｔｙｐｅ ｏｘｉｄｅｓ”．
Ｍ３Ｏ４ （スピネル結晶格子構造を有するＨＥＯ）
１９． Ｊ． Ｄａｂｒｏｗａ， Ｍ． Ｓｔｙｇａｒ， Ａ． Ｍｉｋｕｌａ， Ａ． Ｋｎａｐｉｋ， Ｋ． Ｍｒｏｃｚｋａ， Ｗ． Ｔｅｊｃｈｍａｎ， Ｍ． Ｄａｎｉｅｌｅｗｓｋｉ ａｎｄ Ｍ． Ｍａｒｔｉｎ， Ｍａｔｅｒ． Ｌｅｔｔ， ２１６（２０１８） ｐｐ． ３２－３６， “Ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ ａｎｄ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ （Ｃｏ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉ）３Ｏ４ ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ｏｘｉｄｅ ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚｅｄ ｂｙ ｓｐｉｎｅｌ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ”．
２０． Ａ． Ｎａｖｒｏｔｓｋｙ ａｎｄ Ｏ． Ｊ． Ｋｌｅｐｐ． ａ， Ｊ． Ｉｎｏｒｇ． Ｎｕｃｌ． Ｃｈｅｍ．， ｖｏｌ ２９， ｎｏ． １１， ｐｐ． ２７０１－２７１４， １９６７， “Ｔｈｅ ｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃｓ ｏｆ ｃａｔｉｏｎ ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｓ ｉｎ ｓｉｍｐｌｅ ｓｐｉｎｅｌｓ”．
Ａ２Ｂ２Ｏ６ （パイロクロア型結晶格子構造を有するＨＥＯ）
２１． Ｌｉ， Ｆ．， Ｚｈｏｕ， Ｌ．， Ｌｉｕ， Ｉ． Ｘ．， Ｌｉａｎｇ， Ｙ．， ＆ Ｚｈａｎｇ， Ｇ． ，Ｌ， Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｃｅｒａｍｉｃｓ， ４（２０１９）， ｐｐ， ５７６－５８２， “Ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ｐｙｒｏｅｈｌｏｒｅｓ ｗｉｔｈ ｌｏｗ ｔｈｅｒｍａｌ ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙ ｆｏｒ ｔｈｅｒｍａｌ ｂａｒｒｉｅｒ ｃｏａｔｉｎｇ ｍａｔｅｒｉａｌｓ”．
２２． Ｗｒｉｇｈｔ， Ａ． Ｉ．， Ｗａｎｇ， Ｑ．， Ｋｏ， Ｓ． Ｔ．， Ｃｈｕｎｇ， Ｋ． Ｍ．， Ｃｈｅｎ， Ｒ．， ＆ Ｌｕｏ， Ｉ．， Ｓｃｒｉｐｌａ Ｍａｔｅｒｉａｌｍ， １８１（２０２０）， ｐｐ． ７６－８１， “Ｓｉｚｅ ｄｉｓｏｒｄｅｒ ａｓ ａ ｄｅｓｃｒｉｐｔｏｒ ｆｏｒ ｐｒｅｄｉｃｔｉｎｇ ｒｅｄｕｃｅｄ ｔｈｅｒｍａｌ ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙ ｉｎ ｍｅｄｉｕｍ－ａｎｄ ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ｐｙｒｏｃｈｌｏｒｅ ｏｘｉｄｅｓ”．
２３． Ｔｅｎｇ， Ｚ．， Ｚｈｕ， Ｌ．， Ｔａｎ， Ｙ．， Ｚｅｎｇ， Ｓ．， Ｘｉａ， Ｙ．， Ｗａｎｇ， Ｙ．， ＆ Ｚｈａｎｇ， Ｈ．， Ｊ Ｅｕｒｏ Ｃｅｒａｍ Ｓｏｃ， ４０（２０２０）， ｐｐ． １６３９－１６４３， “Ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ ａｎｄ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ｏｆ ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ｐｙｒｏｃｈｌｏｒｅ ｏｘｉｄｅｓ”．
２４． Ｒｅｎ， Ｋ．， Ｗａｎｇ， Ｑ．， Ｓｈａｏ， Ｇ．， Ｚｈａｏ， Ｘ．， ＆ Ｗａｎｇ， Ｙ， Ｓｃｒｉｐｌａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ， １７８（２０２０） ｐｐ． ３８２－３８６， “Ｍｕｌｔｉｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ｚｉｒｃｏｎａｔｅｓ ｗｉｔｈ ｃｏｍｐｒｅｈｅｎｓｉｖｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｆｏｒ ａｄｖａｎｃｅｄ ｔｈｅｒｍａｌ ｂａｒｒｉｅｒ ｃｏａｔｉｎｇ”．
一般参考文献
２５． Ａ． Ｇｉｒｉ， Ｊ． Ｂｒａｕｎ， Ｃ． Ｍ． Ｒｏｓｔ， Ｐ． Ｅ Ｈｏｐｋｉｎｓ， Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒ．， １３８（２０１７） １３４－１３８， “Ｏｎ ｔｈｅ ｍｉｎｉｍｕｍ ｌｉｍｉｔ ｔｏ ｔｈｅｒｍａｌ ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙ ｏｆ ｍｕｌｔｉ－ａｔｏｍ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ ｓｏｌｉｄ ｓｏｌｕｔｉｏｎｓ ｂａｓｅｄ ｏｎ ｉｍｐｕｒｉｔｙ ｍａｓｓ ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ”
セラミックの摩耗
２６． Ｊ． Ｊｏｎｃａ， Ｂ． Ｍａｌａｒｄ， Ｊ． Ｓｏｕｌｉｅ， Ｔ． Ｓａｎｖｉｅｍｖｏｎｇｓａｋ， Ｓ． Ｓｅｌｅｚｎｅｆｆ， ａｎｄ Ａ． Ｖ． Ｐｕｔ， Ｃｏｒｒｏｓ． Ｓｃｉ．， １５３ （２０１９） １７０－１７７， “Ｏｘｉｄａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｕｒ ｏｆ ａ ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ／ｈ－ＢＮ ｂａｓｅｄ ａｂｒａｄａｂｌｅ ｃｏａｔｉｎｇ”
２７． Ｙ． Ｄ． Ｌｉｕ， Ｊ． Ｐ． Ｊｈａｎｇ， Ｚ．Ｌ． Ｐｅｉ， Ｊ． Ｈ． Ｌｉｕ， Ｗ． Ｈ． Ｌｉ， Ｊ． Ｇｏｎｇ， ａｎｄ Ｃ． Ｓｕｎ， Ｗｅａｒ， ４５６－４５７ （２０２０） ２０３３８９， “Ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎ ｏｎ ｈｉｇｈ－ｓｐｅｅｄ ｒｕｂｂｉｎｇ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｂｅｔｗｅｅｎ ａｂｒａｓｉｖｅ ｃｏａｔｉｎｇｓ ａｎｄ Ａｌ／ｈＢＮ ａｂｒａｄａｂｌｅ ｓｅａｌ ｃｏａｔｉｎｇｓ”
２８． Ｒ， Ｓｏｌｔａｎｉ， Ｍ． Ｈｅｙｄａｒｚａｄｅｈ－Ｓｏｈｉ， Ｍ． Ａｎｓａｒｉ， Ｆ． Ａｆｓａｒｉ， ａｎｄ Ｚ． Ｖａｌｅｆｉ， Ｓｕｒｆ． Ｃｏａｔ． Ｔｅｃｈｎｏｌ．， ３２１ （２０１７） ４０３－４０８， “Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ＡＰＳ ｐｒｏｃｅｓｓ ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ ｏｎ ｈｉｇｈ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｗｅａｒ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ ｎｉｃｋｅｌ－ｇｒａｐｈｉｔｅ ａｂｒａｄａｂｌｅ ｓｅａｌ ｃｏａｔｉｎｇｓ”
２９． Ｙ． Ｃｕｉ， Ｍ． Ｇｕｏ， Ｃ． Ｗａｎｇ， Ｚ． Ｔａｎｇ， Ｌ． Ｃｈｅｎｇ， Ｓｕｒｆ． Ｃｏａｔ． Ｔｅｃｈｎｏｌ．， ３９４ （２０２０） １２５９１５， “Ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ ｏｆ ｔｈｅ ｒｅｓｉｄｕａｌ ｓｔｒｅｓｓ ｉｎ ｐｏｒｏｕｓ ｃｅｒａｍｉｃ ａｂｒａｄａｂｌｅ ｃｏａｔｉｎｇｓ ｕｎｄｅｒ ｔｈｅｒｍａｌ ｅｘｐｏｓｕｒｅ”
３０． Ｘ． Ｍ． Ｓｕｎ， Ｌ．Ｚ． Ｄｕ， Ｈ． Ｌａｎ， Ｈ． Ｆ． Ｚｈａｎｇ， Ｒ． Ｙ． Ｌｉｕ， Ｚ． Ｇ． Ｗａｎｇ， Ｓ． Ｇ． Ｆａｎｇ， Ｃ． Ｂ． Ｈｕａｎｇ， Ｚ． Ａ． Ｌｉｕ， ａｎｄ Ｗ． Ｇ． Ｚｈａｎｇ， Ｓｕｒｆ． Ｃｏａｔ． Ｔｅｃｈｎｏｌ．， ３９７ （２０２０） １２６０４５， “Ｓｔｕｄｙ ｏｎ ｔｈｅｒｍａｌ ｓｈｏｃｋ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ ＹＳＺ ａｂｒａｄａｂｌｅ ｓｅａｌｉｎｇ ｃｏａｔｉｎｇ ｐｒｅｐａｒｅｄ ｂｙ ｍｉｘｅｄ ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｐｒｅｃｕｒｓｏｒ ｐｌａｓｍａ ｓｐｒａｙｉｎｇ”
３１． Ｍ． Ｈ． Ｆｏｒｏｕｓｈａｎｉ， Ｍ． Ｓｈａｍａｎｉａｎ， Ｍ． Ｓａｌｅｈｉ， ａｎｄ Ｆ． Ｄａｖａｒ， Ｃｅｒａｍ． Ｉｎｔ．， ４２ （２０１６） １５８６８－１５８７５， “Ｐｏｒｏｓｉｔｙ ａｎａｌｙｓｉｓ ａｎｄ ｏｘｉｄａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ ｐｌａｓｍａ ｓｐｒａｙｅｄ ＹＳＺ ａｎｄ ＹＳＺ／ＬａＰＯ４ ａｂｒａｄａｂｌｅ ｔｈｅｒｍａｌ ｂａｒｒｉｅｒ ｃｏａｔｉｎｇｓ”
先行技術参考文献
以下の全ての参考文献は参照することにより本書に含まれる。
米国特許：
１． 米国特許 ４４２１７９９ Ｅ． Ｒ． Ｎｏｖｉｎｓｋｉ
２． 米国特許 ４５７８１１４ Ｓ． Ｒａｎｇａｓｗａｍｙ
３． 米国特許 ５０５９０９５ Ｂ． Ａ． Ｋｕｓｈｎｅｒ
４． 米国特許 ５９９７２４８ Ｆ． Ｇｈａｓｒｉｐｏｏｒ
５． 米国特許 ６８１２１７６ Ｄ． Ｚｈｕ
６． 米国特許 ６８８７５２８ Ｙ． Ｌａｕ
７． 米国特許 ７００１８５９ Ｄ． Ｚｈｕ
８． 米国特許 ７１８６４６６ Ｄ． Ｚｈｕ
９． 米国特許 ８１８７７１７ Ｌ． Ｘｉｅ
１０． 米国特許 ９５８１０４１ Ｒ． Ｊ． Ｓｉｎａｔｒａ
１１． 米国特許 ９９７５８１２ Ｊ． Ｃ． Ｄｏｅｓｂｕｒｇ
米国特許文献：
１２． ２００５／０１９６２７１Ａ１ ２００５年９月８日 ＷＩＬＳＯＮ
１３． ２００９／００６０７４７Ａ１ ２００９年３月５日 ＳＴＲＯＣＫ
１４． ２０１１／０１６４９６３Ａ１ ２０１１年７月７日 ＴＡＹＬＯＲ
１５． ２０１８／００２２９２８Ａ１ ２０１８年１月２５日 ＢＬＵＳＨ
１６． ２０１８／００２２９２９Ａ１ ２０１８年１月２５日 ＢＬＵＳＨ
１７． ２０１８／０２９８７７６Ａ１ ２０１８年１０月１８日 ＳＴＲＯＣＫ
１８． ２０１８／０１２８９５２Ａ１ ２０１８年５月１０日 ＹＥＨ
１９． ２０２０／０００３１２５Ａ１ ２０２０年１月２日 ＡＭＩＮＩ
２０． ２０２０／０１４１２６０Ａ１ ２０２０年５月７日 ＳＥＹＭＯＵＲ
豪国特許文献：
２１． ２０１４／２２１２５９Ａ１ ２０１４年１０月２日 ＬＥＡＣＨ
カナダ国特許：
２２． カナダ国特許 ２４３１３１０ Ｄ． Ｍｉｔｃｈｅｌｌ
２３． カナダ国特許 ２４８８９４９ Ｗ． Ｓｃｏｔｔ
２４． カナダ国特許 ２５４９６００ Ｎ． Ａｎｄｒｅｗ
２５． カナダ国特許 ２５８５９９２ Ｓ． Ｄｉｅｔｅｒ
２６． カナダ国特許 ２６８６３３２ Ｍ． Ｃｙｂｕｌｓｋｙ
２７． カナダ国特許 ２８８０１４７ Ｍ． Ｐｏｄｇｏｒｓｋｉ
２８． カナダ国特許 ２９１４２８９ Ｒ． Ｌａｒｒｙ
２９． カナダ国特許 ３０５１９９５ Ａ． Ｂｏｌｃａｖａｇｅ
欧州特許：
３０． 欧州特許 ０４５５９９６ Ｋ． Ｂｕｒｔｏｎ
３１． 欧州特許 １３７１８１５ Ｆ． Ｂｒａｉｌｌａｒｄ
３２． 欧州特許 １５４８１４４ Ｗ． Ｓｃｏｔｔ
３３． 欧州特許 １５００７９０ Ｆ． Ｇｒｏｓｓ
３４． 欧州特許 ２６８３８４４ Ｋ． Ｌｅｅ
３５． 欧州特許 ３１４１７０４ Ｙ． Ｋｏｊｉｍａ
３６． 欧州特許 ３３６９４８７ Ｔ． Ｋｕｒｉｍｕｒａ
３７． 欧州特許 ３５９７８６０ Ｋ． Ｓｅｙｍｏｕｒ
３８． 欧州特許 ３５９７８７１ Ｒ． Ｗ． Ｊａｃｋｓｏｎ
３９． 欧州特許 ３６２３３５５ Ｗ． Ｒ． Ｓｃｈｍｉｄｔ
スペイン国特許：
４０． スペイン国特許 ２３５５１５２ Ｗ． Ｓｃｏｔｔ
国際公開特許文献：
４１． ２００３／０５９５２９Ａ１ ２００３年７月２４日 ＷＩＬＳＯＮ
４２． ２００９／０５９８５９Ａ２ ２００９年５月１４日 Ｄ． Ｂ． ＡＬＬＥＮ
４３． ２０２０／１４２１２５Ａ２ ２０２０年７月９日 ＨＥ
研究出版物：
ＭＯ （岩塩「塩化ナトリウム」結晶格子構造を有するＨＥＯ）
１． Ｃ． Ｍ． Ｒｏｓｔ， Ｐｈ．Ｄ ｔｈｅｓｉｓ， Ｎｏｒｔｈ Ｃａｒｏｌｉｎａ Ｓｔａｔｅ Ｕｎｉｖ （２０１６）， “Ｅｎｔｒｏｐｉｃａｌｌｙ－ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｏｘｉｄｅｓ： Ｅｘｐｌｏｒａｔｉｏｎｓ ｏｆ ａ ｎｏｖｅｌ ｃｌａｓｓ ｏｆ ｍｕｌｔｉｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ｍａｔｅｒｉａｌｓ”．
２． Ｃ． Ｍ． Ｒｏｓｔ， Ｅ． Ｓａｃｈｅｔ， Ｔ． Ｂｏｒｍａｎ， Ａ． Ｍｏｂａｌｌｅｇｈ， Ｅ． Ｄｉｃｋｅｙ， Ｄ． Ｈｏｕ， Ｊ． Ｊｏｎｅｓ， Ｓ． Ｃｕｒｔａｒｏｌｏ， Ｊ． Ｐ． Ｍａｒｉａ， Ｎａｔｕｒｅ Ｃｏｍｍｕｎｉｃａｔｉｏｎｓ： ０９－２５－２０１５， “Ｅｎｔｒｏｐｙ－ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｏｘｉｄｅｓ”．
３． Ｍｏｂａｌｌｅｇｈ， Ｃ． Ｍ． Ｒｏｓｔ， Ｊｏｎ－Ｐａｕｌ Ｍａｒｉａ， Ｅ Ｃ． Ｄｉｃｋｅｙ， Ｍｉｃｒｏｓｃ． Ｍｉｃｒｏａｎａｌ．， ２１ （２０１５）， ｐｐ． １３４９－１３５０： “Ｃｈｅｍｉｃａｌ ｈｏｍｏｇｅｎｅｉｔｙ ｉｎ ｅｎｔｒｏｐｙ－ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｃｏｍｐｌｅｘ ｍｅｔａｌ ｏｘｉｄｅｓ”．
４． Ｚ． Ｒａｋ， Ｊ－Ｐ， Ｍａｒｉａ， Ｄ． Ｗ． Ｂｒｅｎｎｅｒ， Ｍａｔｅｒ Ｌｅｔｔ： ２１７ （２０１８） ｐｐ． ３００－３０３： “Ｅｖｉｄｅｎｃｅ ｆｏｒ Ｊａｈｎ－Ｔｅｌｌｅｒ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ ｉｎ ｔｈｅ （Ｍｇ，Ｃｏ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｚｎ）Ｏ ｅｎｔｒｏｐｙ．”
５． Ｃ． Ｍ． Ｒｏｓｔ， Ｚ． Ｒａｋ， Ｄ． Ｗ． Ｂｒｅｎｎｅｒ Ｊ．－Ｐ． Ｍａｒｉａ， Ｊ． Ａｍ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｓｏｃｉｅｔｙ， １００（２０１７）， ｐｐ． ２７３２－２７３８， “ Ｌｏｃａｌ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ ｔｈｅ ＭｇｘＮｉｘＣｏｘＣｕｘＺｎｘ （ｘ＝０．２） ｅｎｔｒｏｐｙ－ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｏｘｉｄｅ： Ａｎ ＥＸＡＦＳ ｓｔｕｄｙ”．
６． Ｚ． Ｒａｋ， Ｃ． Ｍ． Ｒｏｓｔ， Ｍ． Ｌｉｍ， Ｐ． Ｓａｒｋｅｒ， Ｃ． Ｔｏｈｅｒ， Ｓ． Ｃｕｒｔａｒｏｌｏ， Ｊ． Ｐ． Ｍａｒｉａ， Ｄ． Ｗ． Ｂｒｅｎｎｅｒ， Ｊ． Ａｐｐ． Ｉ Ｐｈｙｓ．， １２０ （２０１６） ｐｐ． ９５－１０５， “Ｃｈａｒｇｅ ｃｏｍｐｅｎｓａｔｉｏｎ ａｎｄ ｅｌｅｃｔｒｏｓｔａｔｉｃ ｔｒａｎｓｆｅｒａｂｉｌｉｔｙ ｉｎ ｔｈｒｅｅ ｅｎｔｒｏｐｙ－ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｏｘｉｄｅｓ： ｒｅｓｕｌｔｓ ｆｒｏｍ ｄｅｎｓｉｔｙ ｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ ｔｈｅｏｒｙ ｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎｓ”
７． Ｇ． Ａｎａｎｄ， Ａ． Ｐ． Ｗｙｎｎ， Ｃ． Ｍ． Ｈａｎｄｌｅｙ， Ｃ． Ｌ． Ｆｒｅｅｍａｎ， Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒ．， １４６（２０１８） ｐｐ． １１９－ １２５， “Ｐｈａｓｅ ｓｔａｂｉｌｉｔｙ ａｎｄ ｄｉｓｔｏｒｔｉｏｎ ｉｎ ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ｏｘｉｄｅｓ”
８． Ｓａｒｋａｒ， Ｒ． Ｄｊｅｎａｄｉｃ， Ｎ． Ｊ． Ｕｓｈａｒａｎｉ， Ｋ． Ｐ． Ｓａｎｇｈｖｉ， Ｊ． Ｅｕｒｏ Ｃｅｒａｍ Ｓｏｃ， ３７（２０１７） ｐｐ． ７４７－ ７５４， “Ｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ ｍｕｌｔｉｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ｅｎｔｒｏｐｙ ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｍｅｔａｌ ｏｘｉｄｅ”．
９． Ｄ． Ｂｅｒａｒｄａｎ， Ｓ． Ｆｒａｎｇｅｒ， Ｄ． Ｄｒａｇｏｅ， Ａ． Ｋ． Ｍｅｅｎａ ａｎｄ Ｎ． Ｄｒａｇｏｅ， Ｐｈｙｓ． Ｓｔａｔｕｓ Ｓｏｌｉｄｉ ＲＲＬ １０， ４（２０１６）， ｐｐ． ３２８－３３３， “Ｃｏｌｏｓｓａｌ ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃ ｃｏｎｓｔａｎｔ ｉｎ ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ｏｘｉｄｅｓ”
１０． Ｄ． Ｂｅｒａｒｄａｎ， Ｓ． Ｆｒａｎｇｅｒ， Ａ． Ｋ． Ｍｅｅｎａ ａｎｄ Ｎ． Ｄｒａｇｏｅ， Ｊ． Ｍａｔｅｒ． Ｃｈｅｍ． Ａ， ２４（２０１６）， ｐｐ． ９５３６－９５４１， “Ｒｏｏｍ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ Ｌｉｔｈｉｕｍ ｓｕｐｅｒｉｏｎｉｃ ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙ ｉｎ ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ｏｘｉｄｅｓ”
１１． Ｄ． Ｂｅｒａｒｄａｎ， Ａ． Ｋ． Ｍｅｅｎａ， Ｓ． Ｆｒａｎｇｅｒ， Ｃ． Ｈｅｒｒｅｒｏ ａｎｄ Ｎ． Ｄｒａｇｏｅ， Ｊ． Ａｌｌｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ， ７０４（２０１７） ｐｐ． ６９３－７００， “Ｃｏｎｔｒｏｌｌｅｄ Ｊａｈｎ－Ｔｅｌｌｅｒ ｄｉｓｔｏｒｔｉｏｎ ｉｎ （ＭｇＣｏＮｉＣｕＺｎ）Ｏ－ｂａｓｅｄ ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ｏｘｉｄｅｓ”
１２． Ｓａｒｋａｒ， Ｌ． Ｖｅｌａｓｃｏ， Ｄ． Ｗａｎｇ， Ｑ． Ｗａｎｇ， Ｇ． Ｔａｌａｓｉｌａ， Ｌ． ｄｅ Ｂｉａｓｉ， Ｃ． Ｋｕｂｅｌ， Ｔ． Ｂｒｅｚｅｓｉｎｓｋｉ， Ｓ． Ｂｈａｔｔａｃｈａｒｙａ， Ｈ． Ｈａｈｎ， Ｂ． Ｂｒｅｉｔｕｎｇ， Ｎａｔｕｒｅ Ｃｏｍｍｕｎｉｃａｔｉｏｎｓ： ０８－２４－２０１８， “Ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ｏｘｉｄｅｓ ｆｏｒ ｒｅｖｅｒｓｉｂｌｅ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ”
ＭＯ２ （蛍石「フッ化カルシウム」結晶格子構造を有するＨＥＯ）
１３． Ｒ． Ｄｊｅｎａｄｉｃ， Ａ． Ｓａｒｋａｒ， Ｏ． Ｃｌｅｍｅｎｓ， Ｃ． Ｌｏｈｏ， Ｍ． Ｂｏｔｒｏｓ， Ｖ． Ｃｈａｋｒａｖａｄｈａｎｕｌａ， Ｃ． Ｋｕｂｅｌ， Ｓ． Ｂｈａｔｔａｃｈａｒｙａ， Ａ． Ｇａｎｄｈｉ， Ｈ． Ｈａｈｎ， Ｍａｔｅｒ． Ｒｅｓ． Ｌｅｔｔ． ５（２０１７）， ｐｐ． １０２－１０９， “Ｍｕｌｔｉｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ｅｑｕｉａｔｏｍｉｃ ｒａｒｅ ｅａｒｔｈ ｏｘｉｄｅｓ”
１４． Ｋ． Ｃｈｅｎ， Ｘ． Ｐｅｉ， Ｌ． Ｔａｎｇ， Ｈ． Ｃｈｅｎｇ， Ｚ． Ｌｉ， Ｃ． Ｌｉ， Ｘ． Ｚｈａｎｇ， Ｌ． Ａｎ， Ｊ． Ｅｕｒｏ Ｃｅｒａｍ Ｓｏｃ， ３８（２０１８） ｐｐ． ４１６１－６４， “Ａ ｆｉｖｅ－ｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ｅｎｔｒｏｐｙ－ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｆｌｕｏｒｉｔｅ ｏｘｉｄｅ”．
１５． Ａ． Ｓａｒｋａｒ， Ｃ． Ｌｏｈｏ， Ｌ．， Ｖｅｌａｓｃｏ， Ｔ． Ｔｈｏｍａｓ； Ｓ． Ｂｈａｔｔａｃｈａｒｙａ， Ｈ． Ｈａｈｎ， Ｒ． Ｄｊｅｎａｄｉｃ， Ｄａｌｔｏｎ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ ３６（２０１７）， ｐｐ． １２１６７－１７６， “Ｍｕｌｔｉｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ｅｑｕｉａｔｏｍｉｃ ｒａｒｅ ｅａｒｔｈ ｏｘｉｄｅｓ”
１６． Ｇｉｌｄ， Ｊ．， Ｓａｍｉｅｅ， Ｍ．， Ｂｒａｕｎ， Ｊ．Ｌ．， Ｈａｒｒｉｎｇｔｏｎ， Ｔ．， Ｖｅｇａ， Ｈ．， Ｈｏｐｋｉｎｓ， Ｐ．Ｅ．， Ｖｅｃｃｈｉｏ， Ｋ．， ａｎｄ Ｌｕｏ， Ｊ．， Ｊ Ｅｕｒｏ Ｃｅｒａｍ Ｓｏｃ， ３８（２０１８） ｐｐ． ３５７８－３５８４， “Ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ｆｌｕｏｒｉｔｅ ｏｘｉｄｅｓ”
ＡＢＯ３ （ペロブスカイト結晶格子構造を有するＨＥＯ）
１７． Ｓ． Ｊｉａｎｇ， Ｔ． Ｈｕ， Ｊ． Ｇｉｌｄ， Ｎ． Ｚｈｏｕ， Ｊ． Ｎｉｅ， Ｍ． Ｑｉｎ， Ｔ． Ｈａｒｒｉｎｇｔｏｎ， Ｋ． Ｖｅｃｃｈｉｏ， Ｊ． Ｌｕｏ， Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒ， １４２（２０１８）， ｐｐ． １１６－１２０， “Ａ ｎｅｗ ｃｌａｓｓ ｏｆ ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｏｘｉｄｅｓ”
１８． Ａ． Ｓａｒｋａｒ， Ｒ． Ｄｊｅｎａｄｉｃ， Ｄ． Ｗａｎｇ， Ｃ． Ｈｅｉｎ， Ｒ． Ｋａｕｔｅｎｂｕｒｇｅｒ， Ｏ． Ｃｌｅｍｅｎｓ， Ｈ． Ｈａｈｎ， Ｊ Ｅｕｒｏ Ｃｅｒａｍ Ｓｏｃ， ３８（２０１８） ｐｐ． ２３１８－２３２７， “Ｒａｒｅ ｅａｒｔｈ ａｎｄ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ ｍｅｔａｌ ｂａｓｅｄ ｅｎｔｒｏｐｙ ｓｔａｂｉｌｉｚｅｄ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｔｙｐｅ ｏｘｉｄｅｓ”．
Ｍ３Ｏ４ （スピネル結晶格子構造を有するＨＥＯ）
１９． Ｊ． Ｄａｂｒｏｗａ， Ｍ． Ｓｔｙｇａｒ， Ａ． Ｍｉｋｕｌａ， Ａ． Ｋｎａｐｉｋ， Ｋ． Ｍｒｏｃｚｋａ， Ｗ． Ｔｅｊｃｈｍａｎ， Ｍ． Ｄａｎｉｅｌｅｗｓｋｉ ａｎｄ Ｍ． Ｍａｒｔｉｎ， Ｍａｔｅｒ． Ｌｅｔｔ， ２１６（２０１８） ｐｐ． ３２－３６， “Ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ ａｎｄ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｏｆ （Ｃｏ，Ｃｒ，Ｆｅ，Ｍｎ，Ｎｉ）３Ｏ４ ｈｉｇｈ ｅｎｔｒｏｐｙ ｏｘｉｄｅ ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚｅｄ ｂｙ ｓｐｉｎｅｌ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ”．
２０． Ａ． Ｎａｖｒｏｔｓｋｙ ａｎｄ Ｏ． Ｊ． Ｋｌｅｐｐ． ａ， Ｊ． Ｉｎｏｒｇ． Ｎｕｃｌ． Ｃｈｅｍ．， ｖｏｌ ２９， ｎｏ． １１， ｐｐ． ２７０１－２７１４， １９６７， “Ｔｈｅ ｔｈｅｒｍｏｄｙｎａｍｉｃｓ ｏｆ ｃａｔｉｏｎ ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｓ ｉｎ ｓｉｍｐｌｅ ｓｐｉｎｅｌｓ”．
Ａ２Ｂ２Ｏ６ （パイロクロア型結晶格子構造を有するＨＥＯ）
２１． Ｌｉ， Ｆ．， Ｚｈｏｕ， Ｌ．， Ｌｉｕ， Ｉ． Ｘ．， Ｌｉａｎｇ， Ｙ．， ＆ Ｚｈａｎｇ， Ｇ． ，Ｌ， Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｃｅｒａｍｉｃｓ， ４（２０１９）， ｐｐ， ５７６－５８２， “Ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ｐｙｒｏｅｈｌｏｒｅｓ ｗｉｔｈ ｌｏｗ ｔｈｅｒｍａｌ ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙ ｆｏｒ ｔｈｅｒｍａｌ ｂａｒｒｉｅｒ ｃｏａｔｉｎｇ ｍａｔｅｒｉａｌｓ”．
２２． Ｗｒｉｇｈｔ， Ａ． Ｉ．， Ｗａｎｇ， Ｑ．， Ｋｏ， Ｓ． Ｔ．， Ｃｈｕｎｇ， Ｋ． Ｍ．， Ｃｈｅｎ， Ｒ．， ＆ Ｌｕｏ， Ｉ．， Ｓｃｒｉｐｌａ Ｍａｔｅｒｉａｌｍ， １８１（２０２０）， ｐｐ． ７６－８１， “Ｓｉｚｅ ｄｉｓｏｒｄｅｒ ａｓ ａ ｄｅｓｃｒｉｐｔｏｒ ｆｏｒ ｐｒｅｄｉｃｔｉｎｇ ｒｅｄｕｃｅｄ ｔｈｅｒｍａｌ ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙ ｉｎ ｍｅｄｉｕｍ－ａｎｄ ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ｐｙｒｏｃｈｌｏｒｅ ｏｘｉｄｅｓ”．
２３． Ｔｅｎｇ， Ｚ．， Ｚｈｕ， Ｌ．， Ｔａｎ， Ｙ．， Ｚｅｎｇ， Ｓ．， Ｘｉａ， Ｙ．， Ｗａｎｇ， Ｙ．， ＆ Ｚｈａｎｇ， Ｈ．， Ｊ Ｅｕｒｏ Ｃｅｒａｍ Ｓｏｃ， ４０（２０２０）， ｐｐ． １６３９－１６４３， “Ｓｙｎｔｈｅｓｉｓ ａｎｄ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ｏｆ ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ｐｙｒｏｃｈｌｏｒｅ ｏｘｉｄｅｓ”．
２４． Ｒｅｎ， Ｋ．， Ｗａｎｇ， Ｑ．， Ｓｈａｏ， Ｇ．， Ｚｈａｏ， Ｘ．， ＆ Ｗａｎｇ， Ｙ， Ｓｃｒｉｐｌａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ， １７８（２０２０） ｐｐ． ３８２－３８６， “Ｍｕｌｔｉｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ｈｉｇｈ－ｅｎｔｒｏｐｙ ｚｉｒｃｏｎａｔｅｓ ｗｉｔｈ ｃｏｍｐｒｅｈｅｎｓｉｖｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｆｏｒ ａｄｖａｎｃｅｄ ｔｈｅｒｍａｌ ｂａｒｒｉｅｒ ｃｏａｔｉｎｇ”．
一般参考文献
２５． Ａ． Ｇｉｒｉ， Ｊ． Ｂｒａｕｎ， Ｃ． Ｍ． Ｒｏｓｔ， Ｐ． Ｅ Ｈｏｐｋｉｎｓ， Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒ．， １３８（２０１７） １３４－１３８， “Ｏｎ ｔｈｅ ｍｉｎｉｍｕｍ ｌｉｍｉｔ ｔｏ ｔｈｅｒｍａｌ ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙ ｏｆ ｍｕｌｔｉ－ａｔｏｍ ｃｏｍｐｏｎｅｎｔ ｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ ｓｏｌｉｄ ｓｏｌｕｔｉｏｎｓ ｂａｓｅｄ ｏｎ ｉｍｐｕｒｉｔｙ ｍａｓｓ ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ”
セラミックの摩耗
２６． Ｊ． Ｊｏｎｃａ， Ｂ． Ｍａｌａｒｄ， Ｊ． Ｓｏｕｌｉｅ， Ｔ． Ｓａｎｖｉｅｍｖｏｎｇｓａｋ， Ｓ． Ｓｅｌｅｚｎｅｆｆ， ａｎｄ Ａ． Ｖ． Ｐｕｔ， Ｃｏｒｒｏｓ． Ｓｃｉ．， １５３ （２０１９） １７０－１７７， “Ｏｘｉｄａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｕｒ ｏｆ ａ ＣｏＮｉＣｒＡｌＹ／ｈ－ＢＮ ｂａｓｅｄ ａｂｒａｄａｂｌｅ ｃｏａｔｉｎｇ”
２７． Ｙ． Ｄ． Ｌｉｕ， Ｊ． Ｐ． Ｊｈａｎｇ， Ｚ．Ｌ． Ｐｅｉ， Ｊ． Ｈ． Ｌｉｕ， Ｗ． Ｈ． Ｌｉ， Ｊ． Ｇｏｎｇ， ａｎｄ Ｃ． Ｓｕｎ， Ｗｅａｒ， ４５６－４５７ （２０２０） ２０３３８９， “Ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎ ｏｎ ｈｉｇｈ－ｓｐｅｅｄ ｒｕｂｂｉｎｇ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｂｅｔｗｅｅｎ ａｂｒａｓｉｖｅ ｃｏａｔｉｎｇｓ ａｎｄ Ａｌ／ｈＢＮ ａｂｒａｄａｂｌｅ ｓｅａｌ ｃｏａｔｉｎｇｓ”
２８． Ｒ， Ｓｏｌｔａｎｉ， Ｍ． Ｈｅｙｄａｒｚａｄｅｈ－Ｓｏｈｉ， Ｍ． Ａｎｓａｒｉ， Ｆ． Ａｆｓａｒｉ， ａｎｄ Ｚ． Ｖａｌｅｆｉ， Ｓｕｒｆ． Ｃｏａｔ． Ｔｅｃｈｎｏｌ．， ３２１ （２０１７） ４０３－４０８， “Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ＡＰＳ ｐｒｏｃｅｓｓ ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ ｏｎ ｈｉｇｈ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｗｅａｒ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ ｎｉｃｋｅｌ－ｇｒａｐｈｉｔｅ ａｂｒａｄａｂｌｅ ｓｅａｌ ｃｏａｔｉｎｇｓ”
２９． Ｙ． Ｃｕｉ， Ｍ． Ｇｕｏ， Ｃ． Ｗａｎｇ， Ｚ． Ｔａｎｇ， Ｌ． Ｃｈｅｎｇ， Ｓｕｒｆ． Ｃｏａｔ． Ｔｅｃｈｎｏｌ．， ３９４ （２０２０） １２５９１５， “Ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ ｏｆ ｔｈｅ ｒｅｓｉｄｕａｌ ｓｔｒｅｓｓ ｉｎ ｐｏｒｏｕｓ ｃｅｒａｍｉｃ ａｂｒａｄａｂｌｅ ｃｏａｔｉｎｇｓ ｕｎｄｅｒ ｔｈｅｒｍａｌ ｅｘｐｏｓｕｒｅ”
３０． Ｘ． Ｍ． Ｓｕｎ， Ｌ．Ｚ． Ｄｕ， Ｈ． Ｌａｎ， Ｈ． Ｆ． Ｚｈａｎｇ， Ｒ． Ｙ． Ｌｉｕ， Ｚ． Ｇ． Ｗａｎｇ， Ｓ． Ｇ． Ｆａｎｇ， Ｃ． Ｂ． Ｈｕａｎｇ， Ｚ． Ａ． Ｌｉｕ， ａｎｄ Ｗ． Ｇ． Ｚｈａｎｇ， Ｓｕｒｆ． Ｃｏａｔ． Ｔｅｃｈｎｏｌ．， ３９７ （２０２０） １２６０４５， “Ｓｔｕｄｙ ｏｎ ｔｈｅｒｍａｌ ｓｈｏｃｋ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ ＹＳＺ ａｂｒａｄａｂｌｅ ｓｅａｌｉｎｇ ｃｏａｔｉｎｇ ｐｒｅｐａｒｅｄ ｂｙ ｍｉｘｅｄ ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｐｒｅｃｕｒｓｏｒ ｐｌａｓｍａ ｓｐｒａｙｉｎｇ”
３１． Ｍ． Ｈ． Ｆｏｒｏｕｓｈａｎｉ， Ｍ． Ｓｈａｍａｎｉａｎ， Ｍ． Ｓａｌｅｈｉ， ａｎｄ Ｆ． Ｄａｖａｒ， Ｃｅｒａｍ． Ｉｎｔ．， ４２ （２０１６） １５８６８－１５８７５， “Ｐｏｒｏｓｉｔｙ ａｎａｌｙｓｉｓ ａｎｄ ｏｘｉｄａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ ｐｌａｓｍａ ｓｐｒａｙｅｄ ＹＳＺ ａｎｄ ＹＳＺ／ＬａＰＯ４ ａｂｒａｄａｂｌｅ ｔｈｅｒｍａｌ ｂａｒｒｉｅｒ ｃｏａｔｉｎｇｓ”
【国際調査報告】