Благодарим ви, че посетихте Nature.com.Версията на браузъра, която използвате, има ограничена поддръжка на CSS.За най-добро изживяване ви препоръчваме да използвате актуализиран браузър (или да деактивирате режима на съвместимост в Internet Explorer).Междувременно, за да осигурим постоянна поддръжка, ние ще визуализираме сайта без стилове и JavaScript.
Широко използваната неръждаема стомана и нейните ковани версии са устойчиви на корозия при околни условия благодарение на пасивиращия слой, състоящ се от хромов оксид.Корозията и ерозията на стоманата традиционно се свързват с разрушаването на тези слоеве, но рядко на микроскопично ниво, в зависимост от произхода на повърхностната нехомогенност.В тази работа наномащабната повърхностна химическа хетерогенност, открита чрез спектроскопска микроскопия и хемометричен анализ, неочаквано доминира разлагането и корозията на студено валцована цериева модифицирана супердуплексна неръждаема стомана 2507 (SDSS) по време на нейното поведение при гореща деформация.друга страна.Въпреки че рентгеновата фотоелектронна микроскопия показа относително равномерно покритие на естествения слой Cr2O3, студено валцованият SDSS показа лоши резултати при пасивиране поради локализираното разпределение на богати на Fe3+ наноострови върху Fe/Cr оксидния слой.Това знание на атомно ниво осигурява дълбоко разбиране на корозията на неръждаемата стомана и се очаква да помогне в борбата с корозията на подобни високолегирани метали.
След изобретяването на неръждаемата стомана устойчивостта на корозия на ферохромните сплави се приписва на хрома, който образува силен оксид/оксихидроксид, проявяващ пасивиращо поведение в повечето среди.В сравнение с конвенционалните (аустенитни и феритни) неръждаеми стомани, супердуплексните неръждаеми стомани (SDSS) с по-добра устойчивост на корозия имат превъзходни механични свойства1,2,3.Повишената механична якост позволява по-леки и по-компактни дизайни.За разлика от това, икономичният SDSS има висока устойчивост на точкова и цепнатина корозия, което води до по-дълъг експлоатационен живот и по-широки приложения при контрол на замърсяването, химически контейнери и офшорната нефтена и газова индустрия4.Въпреки това, тесният диапазон от температури на термична обработка и лошата формоспособност възпрепятстват широкото му практическо приложение.Следователно SDSS е модифициран, за да подобри горните свойства.Например, Ce модификация и високи добавки на N 6, 7, 8 бяха въведени в 2507 SDSS (Ce-2507).Подходяща концентрация от 0,08 тегл.% редкоземен елемент (Ce) има благоприятен ефект върху механичните свойства на DSS, тъй като подобрява изтъняването на зърната и здравината на границите на зърната.Устойчивостта на износване и корозия, якостта на опън и границата на провлачване и възможността за обработка на горещо също са подобрени9.Големите количества азот могат да заменят скъпото съдържание на никел, което прави SDSS по-рентабилен10.
Наскоро SDSS беше пластично деформиран при различни температури (ниска температура, студено и горещо), за да се постигнат отлични механични свойства6,7,8.Въпреки това, отличната устойчивост на корозия на SDSS се дължи на наличието на тънък оксиден филм на повърхността, който се влияе от много фактори, като наличието на много фази с различни граници на зърната, нежелани утайки и различни реакции.вътрешната нехомогенна микроструктура на различни аустенитни и феритни фази се деформира 7 .Следователно изследването на микродомейновите свойства на такива филми на нивото на електронната структура е от решаващо значение за разбирането на корозията на SDSS и изисква сложни експериментални техники.Досега повърхностно-чувствителните методи като електронна спектроскопия на Оже11 и рентгенова фотоелектронна спектроскопия12,13,14,15, както и твърдата рентгенова фотоелектронна фотоелектронна система разграничават, но често не успяват да разделят химичните състояния на един и същи елемент в различни точки в пространството на наномащаба.Няколко скорошни проучвания свързват локалното окисление на хром с наблюдаваното корозионно поведение на 17 аустенитни неръждаеми стомани, 18 мартензитни неръждаеми стомани и SDSS 19, 20. Въпреки това, тези проучвания се фокусират главно върху ефекта на хетерогенността на Cr (напр. Cr3+ степен на окисление) върху устойчивостта на корозия.Страничната хетерогенност в степента на окисление на елементите може да бъде причинена от различни съединения с едни и същи съставни елементи, като железни оксиди.Тези съединения наследяват термомеханично обработен малък размер, близо един до друг, но се различават по състав и степен на окисление 16, 21.Следователно, разкриването на разрушаването на оксидните филми и след това питинга изисква разбиране на повърхностната нехомогенност на микроскопично ниво.Въпреки тези изисквания все още липсват количествени оценки, като хетерогенност на странично окисляване, особено на желязо в нано/атомен мащаб, и тяхното значение за устойчивостта на корозия остава неизследвано.Доскоро химичното състояние на различни елементи, като Fe и Ca, беше количествено описано върху стоманени проби с помощта на мека рентгенова фотоелектронна микроскопия (X-PEEM) в наноразмерни съоръжения за синхротронно лъчение.В комбинация с техники за химически чувствителна рентгенова абсорбционна спектроскопия (XAS), X-PEEM позволява XAS измерване с висока пространствена и спектрална разделителна способност, предоставяйки химическа информация за елементния състав и неговото химично състояние с пространствена разделителна способност до нанометрова скала 23 .Това спектроскопско наблюдение на мястото на започване под микроскоп улеснява локалните химически експерименти и може пространствено да демонстрира неизследвани преди това химически промени в Fe слоя.
Това проучване разширява предимствата на PEEM при откриване на химически разлики в наномащаба и представя проницателен метод за анализ на повърхността на атомно ниво за разбиране на корозионното поведение на Ce-2507.Той използва клъстерни хемометрични данни от K-средства24, за да картографира глобалния химичен състав (хетерогенност) на участващите елементи, като техните химични състояния са представени в статистическо представяне.За разлика от конвенционалната корозия, причинена от разрушаването на филма от хромов оксид, текущата лоша пасивация и лоша устойчивост на корозия се приписват на локализирани богати на Fe3+ наноострови близо до Fe/Cr оксидния слой, което може да е атака от защитния оксид.Той образува филм на място и причинява корозия.
Корозионното поведение на деформирания SDSS 2507 първо беше оценено с помощта на електрохимични измервания.На фиг.Фигура 1 показва кривите на Найкуист и Боде за избрани проби в киселинни (pH = 1) водни разтвори на FeCl3 при стайна температура.Избраният електролит действа като силен окислител, характеризиращ склонността на пасивиращия филм да се разпада.Въпреки че материалът не е претърпял стабилна питингова температура при стайна температура, тези анализи дават представа за потенциални събития на повреда и процеси след корозия.Еквивалентната схема (фиг. 1d) беше използвана за напасване на спектрите на спектроскопия на електрохимичния импеданс (EIS) и съответните резултати от напасването са показани в таблица 1. Непълни полукръгове се появиха при тестване на третираните с разтвор и горещо обработени проби, докато съответните компресирани полукръгове бяха студено валцувани (фиг. 1b).В спектъра на EIS радиусът на полукръга може да се разглежда като поляризационно съпротивление (Rp) 25, 26.Rp на третирания с разтвор SDSS в таблица 1 е около 135 kΩ cm-2, но за горещо обработени и студено валцувани SDSS можем да видим много по-ниски стойности съответно от 34,7 и 2,1 kΩ cm-2.Това значително намаляване на Rp показва вредно въздействие на пластичната деформация върху устойчивостта на пасивация и корозия, както е показано в предишни доклади 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Импеданс на Боде и фазови диаграми и модел на еквивалентна верига за d, където RS е съпротивлението на електролита, Rp е поляризационното съпротивление и QCPE е оксидът на постоянния фазов елемент, използван за моделиране на неидеалния капацитет (n).EIS измерванията бяха извършени при потенциал на празен ход.
Константите от първи ред са показани на диаграмата на Боде и високочестотното плато представлява електролитното съпротивление RS26.Когато честотата намалява, импедансът се увеличава и се открива отрицателен фазов ъгъл, което показва доминиране на капацитета.Фазовият ъгъл се увеличава, запазвайки максималната си стойност в относително широк честотен диапазон, след което намалява (фиг. 1в).И в трите случая обаче тази максимална стойност все още е по-малка от 90°, което показва неидеално капацитивно поведение поради капацитивна дисперсия.По този начин QCPE елементът с постоянна фаза (CPE) се използва за представяне на разпределението на междуфазния капацитет, получено от повърхностна грапавост или нехомогенност, особено по отношение на атомен мащаб, фрактална геометрия, порьозност на електрода, неравномерен потенциал и зависимо от повърхността разпределение на тока.Геометрия на електрода31,32.CPE импеданс:
където j е въображаемото число и ω е ъгловата честота.QCPE е честотно независима константа, пропорционална на активната отворена площ на електролита.n е безразмерно степенно число, което описва отклонението от идеалното капацитивно поведение на кондензатор, т.е. колкото по-близо е n до 1, толкова по-близо е CPE до чистия капацитет и ако n е близо до нула, това е съпротивление.Малко отклонение на n, близо до 1, показва неидеалното капацитивно поведение на повърхността след поляризационно изпитване.QCPE на студено валцувани SDSS е много по-висок от подобни продукти, което означава, че качеството на повърхността е по-малко равномерно.
В съответствие с повечето свойства на устойчивост на корозия на неръждаемите стомани, относително високото съдържание на Cr в SDSS обикновено води до превъзходна устойчивост на корозия на SDSS поради наличието на пасивен защитен оксиден филм върху повърхността17.Този пасивиращ филм обикновено е богат на Cr3+ оксиди и/или хидроксиди, главно интегриращи Fe2+, Fe3+ оксиди и/или (окси)хидроксиди 33 .Въпреки същата еднородност на повърхността, пасивиращ оксиден слой и липса на видимо увреждане на повърхността, както е определено от микроскопски изображения, 6,7 корозионното поведение на горещо обработени и студено валцувани SDSS е различно и следователно изисква задълбочено изследване на деформационната микроструктура и структурната характеристика на стоманата.
Микроструктурата на деформирана неръждаема стомана беше количествено изследвана с помощта на вътрешни и синхротронни високоенергийни рентгенови лъчи (допълнителни фигури 1, 2).Подробен анализ е предоставен в допълнителната информация.Въпреки че до голяма степен съответстват на типа на основната фаза, се установяват разлики в обемните фракции на фазите, които са изброени в допълнителна таблица 1. Тези разлики могат да бъдат свързани с нехомогенни фазови фракции на повърхността, както и обемни фазови фракции, извършени на различни дълбочини.откриване чрез рентгенова дифракция.(XRD) с различни източници на енергия от падащи фотони.Относително по-високият дял на аустенит в студено валцувани образци, определен чрез XRD от лабораторен източник, показва по-добра пасивация и впоследствие по-добра устойчивост на корозия35, докато по-точните и статистически резултати показват противоположни тенденции във фазовите пропорции.В допълнение, устойчивостта на корозия на стоманата също зависи от степента на рафиниране на зърното, намаляването на размера на зърното, увеличаването на микродеформациите и плътността на дислокациите, които възникват по време на термомеханична обработка36,37,38.Горещо обработените образци показват по-зърнест характер, показателен за зърна с микронни размери, докато гладките пръстени, наблюдавани в студено валцуваните образци (допълнителна фигура 3), показват значително усъвършенстване на зърното до наномащаб в предишна работа6, което трябва да допринесе за пасивиране на филма.образуване и повишаване на устойчивостта на корозия.По-високата плътност на дислокация обикновено се свързва с по-ниска устойчивост на питинг, което е в съответствие с електрохимичните измервания.
Промените в химичните състояния на микродомените на елементарни елементи са систематично изследвани с помощта на X-PEEM.Въпреки изобилието от легиращи елементи, тук са избрани Cr, Fe, Ni и Ce39, тъй като Cr е ключов елемент за образуването на пасивиращ филм, Fe е основният елемент в стоманата, а Ni подобрява пасивацията и балансира структурата на феритно-аустенитната фаза и целта на модификацията на Ce.Чрез регулиране на енергията на синхротронното излъчване, RAS беше покрит от повърхността с основните характеристики на Cr (ръб L2.3), Fe (ръб L2.3), Ni (ръб L2.3) и Ce (ръб M4.5).горещо формоване и студено валцуване Ce-2507 SDSS.Беше извършен подходящ анализ на данни чрез включване на енергийно калибриране с публикувани данни (напр. XAS 40, 41 на Fe L2, 3 ръба).
На фиг.Фигура 2 показва X-PEEM изображения на горещо обработен (фиг. 2a) и студено валцуван (фиг. 2d) Ce-2507 SDSS и съответните XAS ръбове на Cr и Fe L2,3 на индивидуално маркирани места.Ръбът L2,3 на XAS изследва незаетите 3d състояния след фотовъзбуждане на електрони при нивата на разделяне на спин-орбита 2p3/2 (ръб L3) и 2p1/2 (ръб L2).Информация за валентното състояние на Cr е получена от XAS на L2,3 ръба на Фиг. 2b, e.Сравнение със съдии.42, 43 показаха, че четири пика са наблюдавани близо до ръба на L3, наречени A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV) и D (582.2 eV), отразяващи октаедричен Cr3+, съответстващ на йона Cr2O3.Експерименталните спектри съвпадат с теоретичните изчисления, показани в панели b и e, получени от множество изчисления на кристалното поле на интерфейса Cr L2.3, използвайки кристално поле от 2,0 eV44.И двете повърхности на горещо обработени и студено валцувани SDSS са покрити с относително равномерен слой от Cr2O3.
X-PEEM топлинно изображение на термично деформиран SDSS, съответстващо на b Cr L2.3 ръб и c Fe L2.3 ръб, d X-PEEM топлинно изображение на студено валцуван SDSS, съответстващ на e Cr L2.3 ръб и f Fe L2 .3 ръб (f).XAS спектрите са начертани в различни пространствени позиции, маркирани върху топлинните изображения (a, d), оранжевите пунктирани линии в (b) и (e) представляват симулираните XAS спектри на Cr3+ със стойност на кристално поле от 2,0 eV.За X-PEEM изображения използвайте термична палитра, за да подобрите четливостта на изображението, където цветовете от синьо до червено са пропорционални на интензитета на поглъщане на рентгеновите лъчи (от ниско към високо).
Независимо от химическата среда на тези метални елементи, химичното състояние на добавките на Ni и Ce легиращи елементи за двете проби остава непроменено.Допълнителен чертеж.Фигури 5-9 показват X-PEEM изображения и съответните XAS спектри за Ni и Ce в различни позиции на повърхността на горещо обработени и студено валцувани образци.Ni XAS показва степента на окисление на Ni2+ върху цялата измерена повърхност на горещо обработени и студено валцувани образци (допълнителна дискусия).Трябва да се отбележи, че в случая на горещо обработени проби не се наблюдава XAS сигналът на Ce, докато в случая на студено валцувани проби се наблюдава спектърът на Ce3+.Наблюдението на Ce петна в студено валцувани проби показа, че Ce се появява главно под формата на утайки.
В термично деформирания SDSS не се наблюдава локална структурна промяна в XAS на ръба на Fe L2,3 (фиг. 2в).Въпреки това, Fe матрицата микрорегионално променя химичното си състояние в седем произволно избрани точки на студено валцувания SDSS, както е показано на Фиг. 2f.Освен това, за да се получи точна представа за промените в състоянието на Fe на избраните места на фиг. 2f, бяха извършени локални повърхностни изследвания (фиг. 3 и допълнителна фигура 10), в които бяха избрани по-малки кръгли области.XAS спектрите на Fe L2,3 ръба на α-Fe2O3 системи и Fe2+ октаедрични оксиди бяха моделирани чрез изчисления на множество кристални полета, използвайки кристални полета от 1,0 (Fe2+) и 1,0 (Fe3+)44. Отбелязваме, че α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имат различни локални симетрии 45, 46, Fe3O4 има комбинация от Fe2+ и Fe3+, 47 и FeO45 като формално двувалентен Fe2+ оксид (3d6). Отбелязваме, че α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имат различни локални симетрии45,46, Fe3O4 има комбинация от Fe2+ и Fe3+,47 и FeO45 като формално двувалентен Fe2+ оксид (3d6).Обърнете внимание, че α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имат различни локални симетрии 45, 46, Fe3O4 комбинира Fe2+ и Fe3+, 47 и FeO45 под формата на формално двувалентен оксид Fe2+ (3d6).Обърнете внимание, че α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имат различни локални симетрии45,46, Fe3O4 има комбинация от Fe2+ и Fe3+,47 и FeO45 действа като формален двувалентен Fe2+ оксид (3d6).Всички Fe3+ йони в α-Fe2O3 имат само позиции Oh, докато γ-Fe2O3 обикновено е представен от Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]например O4 шпинел със свободни места в позиции например.Следователно йоните Fe3+ в γ-Fe2O3 имат както Td, така и Oh позиции.Както бе споменато в предишен документ, 45 въпреки че съотношението на интензитета на двете е различно, тяхното съотношение на интензитет eg/t2g е ≈1, докато в този случай наблюдаваното съотношение на интензитет eg/t2g е около 1. Това изключва възможността в настоящата ситуация да присъства само Fe3+.Като се има предвид случая на Fe3O4 с Fe2+ и Fe3+, първата характеристика, за която е известно, че има по-слаб (по-силен) L3 ръб за Fe, показва по-малко (по-голямо) незаето състояние t2g.Това се отнася за Fe2+ (Fe3+), което показва, че първата характеристика на увеличението показва увеличение на съдържанието на Fe2+47.Тези резултати показват, че съвместното съществуване на Fe2+ и γ-Fe2O3, α-Fe2O3 и/или Fe3O4 доминира върху студено валцуваната повърхност на композитите.
Увеличени фотоелектронни термични образи на спектрите на XAS (a, c) и (b, d), пресичащи ръба на Fe L2,3 в различни пространствени позиции в избрани области 2 и E на фиг.2г.
Получените експериментални данни (Фиг. 4а и Допълнителна Фигура 11) са нанесени и сравнени с данните за чисти съединения 40, 41, 48. Три различни типа експериментално наблюдавани Fe L-крайни XAS спектри (XAS-1, XAS-2 и XAS-3: Фиг. 4а).По-специално, спектър 2-a (обозначен като XAS-1) на Фигура 3b, последван от спектър 2-b (обозначен с XAS-2) се наблюдава в цялата област на откриване, докато спектри като E-3 се наблюдават на фигура 3d (обозначен с XAS-3) се наблюдават на специфични места.Като правило се използват четири параметъра за идентифициране на съществуващите валентни състояния в изследваната проба: (1) спектрални характеристики L3 и L2, (2) енергийни позиции на характеристиките L3 и L2, (3) енергийна разлика L3-L2., ( 4 ) L2/L3 съотношение на интензивност.Според визуални наблюдения (фиг. 4а), всичките три компонента на Fe, а именно Fe0, Fe2+ и Fe3+, присъстват на изследваната повърхност на SDSS.Изчисленото съотношение на интензитет L2/L3 също показва наличието и на трите компонента.
a Симулирани XAS спектри на Fe с наблюдавани три различни експериментални данни (плътни линии XAS-1, XAS-2 и XAS-3 съответстват на 2-a, 2-b и E-3 на Фиг. 2 и 3) Сравнение, Октаедри Fe2+, Fe3+ със стойности на кристално поле от 1,0 eV и 1,5 eV, съответно, експерименталните данни, измерени с bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) и съответните оптимизирани LCF данни (плътна черна линия), а също и под формата на XAS-3 спектри с Fe3O4 (смесено състояние на Fe) и Fe2O3 (чист Fe3+) стандарти.
Използва се линейна комбинация (LCF) от трите стандарта 40, 41, 48 за количествено определяне на състава на железния оксид.LCF беше приложен за три избрани Fe L-ръб XAS спектъра, показващи най-висок контраст, а именно XAS-1, XAS-2 и XAS-3, както е показано на Фиг. 4b-d.За LCF фитинги 10% Fe0 беше взето предвид във всички случаи поради факта, че наблюдавахме малка издатина във всички данни, а също и поради факта, че металното желязо е основният компонент на стоманата. Наистина, пробната дълбочина на X-PEEM за Fe (~6 nm)49 е по-голяма от изчислената дебелина на окислителния слой (леко > 4 nm), което позволява откриване на сигнал от желязната матрица (Fe0) под пасивиращия слой. Наистина, пробната дълбочина на X-PEEM за Fe (~6 nm)49 е по-голяма от изчислената дебелина на окислителния слой (леко > 4 nm), което позволява откриване на сигнал от желязната матрица (Fe0) под пасивиращия слой. Действително пробната дълбочина на X-PEEM за Fe (~ 6 nm)49 е по-голяма от предполагаемата дебелина на слоя окисление (малко > 4 nm), което позволява да се възпроизведе сигнал от железни матрици (Fe0) под пасивиращия слой. Наистина, дълбочината на X-PEEM на сондата за Fe (~ 6 nm)49 е по-голяма от предполагаемата дебелина на окислителния слой (леко> 4 nm), което прави възможно откриването на сигнала от желязната матрица (Fe0) под пасивиращия слой.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 nm）49 的检测深度大于估计的氧化层厚度（略> 4 nm），允许检测来自钝化层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略> 4 nm） 允许 检测 来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号信号Фактически, откритата дълбочина на Fe (~ 6 nm) 49 с X-PEEM е по-голяма от предполагаемата дебелина на оксидния слой (с малко > 4 nm), което позволява да се възпроизвежда сигнал от железни матрици (Fe0) под пасивиращите слоеве. Всъщност дълбочината на откриване на Fe (~6 nm) 49 от X-PEEM е по-голяма от очакваната дебелина на оксидния слой (леко > 4 nm), което позволява откриване на сигнала от желязната матрица (Fe0) под пасивиращия слой. .Извършени са различни комбинации от Fe2+ и Fe3+, за да се намери най-доброто възможно решение за наблюдаваните експериментални данни.На фиг.4b показва спектъра на XAS-1 за комбинацията от Fe2+ и Fe3+, където пропорциите на Fe2+ и Fe3+ са подобни с около 45%, което показва смесени окислителни състояния на Fe.Докато за спектъра на XAS-2, процентът на Fe2+ и Fe3+ става съответно ~30% и 60%.Fe2+ ​​е по-малко от Fe3+.Съотношението на Fe2+ към Fe3, равно на 1:2, означава, че Fe3O4 може да се образува при същото съотношение между Fe йони.В допълнение, за XAS-3 спектъра процентът на Fe2+ и Fe3+ става ~10% и 80%, което показва по-високо превръщане на Fe2+ в Fe3+.Както бе споменато по-горе, Fe3+ може да произхожда от α-Fe2O3, γ-Fe2O3 или Fe3O4.За да се разбере най-вероятният източник на Fe3+, спектърът на XAS-3 беше начертан с различни Fe3+ стандарти на фигура 4e, показвайки сходство с двата стандарта, когато се разглежда B пика.Въпреки това, интензитетът на пиковете на раменете (A: от Fe2+) и съотношението на интензитет B/A показват, че спектърът на XAS-3 е близък, но не съвпада със спектъра на γ-Fe2O3.В сравнение с насипния γ-Fe2O3, Fe 2p XAS пикът на A SDSS има малко по-висок интензитет (фиг. 4e), което показва по-висок интензитет на Fe2+.Въпреки че спектърът на XAS-3 е подобен на този на γ-Fe2O3, където Fe3+ присъства в позициите Oh и Td, идентифицирането на различни валентни състояния и координация само по L2,3 ръба или съотношението на интензитет L2/L3 остава предмет на текущи изследвания.дискусия поради сложността на различните фактори, които влияят на крайния спектър41.
В допълнение към спектралните разлики в химичното състояние на избраните региони от интерес, описани по-горе, глобалната химическа хетерогенност на ключовите елементи Cr и Fe също беше оценена чрез класифициране на всички XAS спектри, получени на повърхността на пробата, използвайки метода за групиране на K-средства.Крайните профили на Cr L образуват два пространствено разпределени оптимални групи в горещо обработените и студено валцувани образци, показани на фиг.5. Ясно е, че никакви локални структурни промени не се възприемат като подобни, тъй като двата центроида на XAS Cr спектрите са сравними.Тези спектрални форми на двата клъстера са почти идентични с тези, съответстващи на Cr2O342, което означава, че слоевете Cr2O3 са относително равномерно разположени върху SDSS.
Cr L K-означава клъстери на краен регион, а b е съответните XAS центроиди.Резултати от сравнението на K-средни X-PEEM на студено валцувани SDSS: c Cr L2.3 ръбова област на K-средни клъстери и d съответни XAS центроиди.
За да се илюстрират по-сложни FeL карти на ръбовете, четири и пет оптимизирани клъстера и свързаните с тях центроиди (спектрални профили) бяха използвани съответно за горещо обработени и студено валцувани образци.Следователно, процентът (%) на Fe2+ и Fe3+ може да бъде получен чрез монтиране на LCF, показан на фиг.4.Псевдоелектродният потенциал Epseudo като функция на Fe0 беше използван за разкриване на микрохимичната нехомогенност на повърхностния оксиден филм.Epseudo се изчислява грубо по правилото за смесване,
където \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) е равно на \(\rm{Fe} + 2e^ – \ до \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), съответно 0,440 и 0,036 V.Областите с по-нисък потенциал имат по-високо съдържание на съединението Fe3+.Разпределението на потенциала в термично деформирани проби има слоест характер с максимална промяна от около 0.119 V (фиг. 6a, b).Това разпределение на потенциала е тясно свързано с топографията на повърхността (фиг. 6а).Не са наблюдавани други зависещи от позицията промени в подлежащия ламинарен интериор (фиг. 6b).Напротив, за свързването на различни оксиди с различно съдържание на Fe2+ и Fe3+ в студено валцувани SDSS може да се наблюдава неравномерен характер на псевдопотенциала (фиг. 6c, d).Fe3+ оксидите и/или (окси)хидроксидите са основните съставки на ръждата в стоманата и са пропускливи за кислород и вода50.В този случай островите, богати на Fe3+, се считат за локално разпространени и могат да се считат за корозирали зони.В същото време градиентът в потенциалното поле, а не абсолютната стойност на потенциала, може да се използва като индикатор за локализиране на активни корозионни места.Това неравномерно разпределение на Fe2+ и Fe3+ върху повърхността на студено валцувания SDSS може да промени местната химия и да осигури по-практична активна повърхностна площ по време на разпадането на оксидния филм и корозионните реакции, позволявайки на основната метална матрица да продължи да корозира, което води до вътрешна хетерогенност.свойства и намаляват защитните свойства на пасивиращия слой.
K-означава клъстери и съответните XAS центроиди в областта на ръба на Fe L2.3 на горещо деформиран X-PEEM ac и df на студено валцуван SDSS.a, d K-означава клъстерни графики, насложени върху X-PEEM изображения.Изчисленият потенциал на псевдоелектрода (Epseudo) се споменава заедно с диаграмата на K-средните клъстери.Яркостта на X-PEEM изображението, подобно на цвета на фиг. 2, е пропорционална на интензитета на поглъщане на рентгеновите лъчи.
Относително еднакъв Cr, но различно химично състояние на Fe, води до различни увреждания на оксидния филм и модели на корозия в горещо обработения и студено валцувания Ce-2507.Това свойство на студено валцувания Ce-2507 е добре проучено.По отношение на образуването на оксиди и хидроксиди на Fe в околния въздух при тази почти неутрална работа, реакциите са както следва:
Горните реакции възникват в следните сценарии въз основа на X-PEEM анализ.Малко рамо, съответстващо на Fe0, е свързано с подлежащото метално желязо.Реакцията на металния Fe с околната среда води до образуването на Fe(OH)2 слой (уравнение (5)), който усилва Fe2+ сигнала в Fe L-ръб XAS.Продължителното излагане на въздух може да доведе до образуването на Fe3O4 и/или Fe2O3 оксиди след Fe(OH)252,53.Две стабилни форми на Fe, Fe3O4 и Fe2O3, също могат да се образуват в богатия на Cr3+ защитен слой, от който Fe3O4 предпочита еднаква и лепкава структура.Наличието и на двете води до смесени степени на окисление (XAS-1 спектър).Спектърът на XAS-2 съответства главно на Fe3O4.Докато наблюдението на XAS-3 спектрите на няколко места показва пълно превръщане в γ-Fe2O3.Тъй като дълбочината на проникване на разгънатите рентгенови лъчи е около 50 nm, сигналът от долния слой води до по-висок интензитет на A пика.
XPA спектърът показва, че Fe компонентът в оксидния филм има слоеста структура, комбинирана със слой Cr оксид.За разлика от признаците на пасивация, дължащи се на локална нехомогенност на Cr2O3 по време на корозия, въпреки равномерния слой Cr2O3 в тази работа, в този случай се наблюдава ниска устойчивост на корозия, особено при студено валцувани образци.Наблюдаваното поведение може да се разбира като хетерогенност на степента на химическо окисление в горния слой (Fe), което влияе на корозионните характеристики.Поради същата стехиометрия на горния слой (железен оксид) и долния слой (хромов оксид)52,53 по-доброто взаимодействие (адхезия) между тях води до бавен транспорт на метални или кислородни йони в решетката, което от своя страна води до повишаване на устойчивостта на корозия.Следователно непрекъснатото стехиометрично съотношение, т.е. едно състояние на окисление на Fe, е за предпочитане пред резките стехиометрични промени.Топлинно деформираният SDSS има по-равномерна повърхност, по-плътен защитен слой и по-добра устойчивост на корозия.Докато при студено валцувани SDSS, наличието на богати на Fe3+ острови под защитния слой нарушава целостта на повърхността и причинява галванична корозия с близкия субстрат, което води до рязък спад на Rp (Таблица 1).EIS спектърът и неговата устойчивост на корозия са намалени.Може да се види, че локалното разпределение на богатите на Fe3+ острови, дължащи се на пластична деформация, влияе главно върху устойчивостта на корозия, което е пробив в тази работа.По този начин това изследване представя спектроскопични микроскопични изображения на намаляването на устойчивостта на корозия на SDSS проби, изследвани чрез метода на пластична деформация.
В допълнение, въпреки че редкоземното легиране в двуфазни стомани показва по-добра производителност, взаимодействието на този допълнителен елемент с индивидуалната стоманена матрица по отношение на корозионното поведение според спектроскопската микроскопия остава неуловимо.Появата на Ce сигнали (чрез XAS M-ръбове) се появява само на няколко места по време на студено валцуване, но изчезва по време на гореща деформация на SDSS, което показва локално утаяване на Ce в стоманената матрица, а не хомогенно легиране.Въпреки че не подобрява значително механичните свойства на SDSS6,7, наличието на редкоземни елементи намалява размера на включванията и се смята, че инхибира питинга в първоначалния регион54.
В заключение, тази работа разкрива ефекта на хетерогенността на повърхността върху корозията на 2507 SDSS, модифицирана с церий, чрез количествено определяне на химическото съдържание на наномащабни компоненти.Ние отговаряме на въпроса защо неръждаемата стомана корозира дори под защитен оксиден слой чрез количествено определяне на нейната микроструктура, химия на повърхността и обработка на сигнали с помощта на групиране на K-средства.Установено е, че островите, богати на Fe3+, включително тяхната октаедрична и тетраедрична координация по цялата характеристика на смесения Fe2+/Fe3+, са източник на повреда и корозия на студено валцувания оксиден филм SDSS.Наноостровите, доминирани от Fe3+, водят до лоша устойчивост на корозия дори в присъствието на достатъчен стехиометричен Cr2O3 пасивиращ слой.В допълнение към методологичния напредък в определянето на ефекта от наномащабната химическа хетерогенност върху корозията, текущата работа се очаква да вдъхнови инженерни процеси за подобряване на устойчивостта на корозия на неръждаемите стомани по време на производството на стомана.
За да се подготви слитъкът Ce-2507 SDSS, използван в това изследване, смесен състав, включващ основна сплав Fe-Ce, запечатана с тръба от чисто желязо, беше разтопен в 150 kg индукционна пещ със средна честота, за да се получи разтопена стомана и излят във форма.Измерените химични състави (wt%) са изброени в допълнителна таблица 2. Блоковете първо се изковават горещо в блокове.След това се отгрява при 1050 ° C в продължение на 60 минути, за да се получи стомана в състояние на твърд разтвор и след това се охлажда във вода до стайна температура.Изследваните проби са изследвани подробно с помощта на ТЕМ и DOE за изследване на фазите, размера на зърната и морфологията.По-подробна информация за пробите и производствения процес можете да намерите в други източници6,7.
Цилиндрични проби (φ10 mm × 15 mm) за горещо компресиране бяха обработени така, че оста на цилиндъра да е успоредна на посоката на деформация на блока.Високотемпературното компресиране се извършва при различни температури в диапазона от 1000-1150°C с помощта на термичен симулатор Gleeble-3800 при постоянна скорост на деформация в диапазона от 0.01-10 s-1.Преди деформация, пробите се нагряват със скорост 10 °C s-1 в продължение на 2 минути при избрана температура, за да се елиминира температурният градиент.След постигане на еднородност на температурата, пробата се деформира до истинска стойност на деформация от 0,7.След деформация, пробите незабавно се охлаждат с вода, за да се запази деформираната структура.След това втвърденият образец се нарязва успоредно на посоката на компресия.За това конкретно изследване избрахме образец с условия на гореща деформация от 1050°C, 10 s-1, тъй като наблюдаваната микротвърдост беше по-висока от тази на други образци7.
Масивни (80 × 10 × 17 mm3) проби от твърдия разтвор на Ce-2507 бяха използвани в трифазна асинхронна двуролкова мелница LG-300 с най-добри механични свойства сред всички други нива на деформация6.Скоростта на деформация и намаляването на дебелината за всеки път са съответно 0,2 m·s-1 и 5%.
Електрохимична работна станция Autolab PGSTAT128N беше използвана за SDSS електрохимични измервания след студено валцуване до 90% намаляване на дебелината (1,0 еквивалент на истинска деформация) и след горещо пресоване при 1050°C за 10 s-1 до истинска деформация от 0,7.Работната станция има клетка с три електрода с наситен каломелов електрод като референтен електрод, графитен противоелектрод и SDSS проба като работен електрод.Образците бяха нарязани на цилиндри с диаметър 11,3 mm, към страните на които бяха запоени медни жици.След това пробите се фиксират с епоксидна смола, оставяйки работна отворена площ от 1 cm2 като работен електрод (долната страна на цилиндричната проба).Бъдете внимателни по време на втвърдяването на епоксида и последващото шлайфане и полиране, за да избегнете напукване.Работните повърхности бяха шлифовани и полирани с диамантена полираща суспензия с размер на частиците 1 μm, промити с дестилирана вода и етанол и изсушени на студен въздух.Преди електрохимичните измервания, полираните проби бяха изложени на въздух в продължение на няколко дни, за да се образува естествен оксиден филм.Воден разтвор на FeCl3 (6,0 тегл.%), стабилизиран до pH = 1,0 ± 0,01 с HCl съгласно препоръките на ASTM, се използва за ускоряване на корозията на неръждаема стомана55, тъй като е корозивен в присъствието на хлоридни йони със силен окислителен капацитет и ниско pH Екологични стандарти G48 и A923.Потопете пробата в тестовия разтвор за 1 час, за да достигнете почти стабилно състояние, преди да направите каквото и да е измерване.За проби от твърд разтвор, горещо формовани и студено валцувани проби, измерванията на импеданса бяха извършени при потенциали на отворена верига (OPC) от 0,39, 0,33 и 0,25 V, съответно, в честотния диапазон от 1105 до 0,1 Hz с амплитуда от 5 mV.Всички химични тестове бяха повторени поне 3 пъти при същите условия, за да се осигури възпроизводимост на данните.
За измервания HE-SXRD бяха измерени правоъгълни дуплексни стоманени блокове с размери 1 × 1 × 1,5 mm3, за да се определи количествено фазовият състав на лъча на високоенергиен wiggler на Brockhouse в CLS, Канада56.Събирането на данни се извършва в геометрия на Debye-Scherrer или геометрия на предаване при стайна температура.Дължината на вълната на рентгеновите лъчи, калибрирана с калибратора LaB6, е 0,212561 Å, което съответства на 58 keV, което е много по-високо от това на Cu Kα (8 keV), обикновено използван като лабораторен рентгенов източник.Пробата се намира на разстояние 740 mm от детектора.Обемът на откриване на всяка проба е 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, което се определя от размера на лъча и дебелината на пробата.Всички данни бяха събрани с помощта на областен детектор Perkin Elmer, рентгенов детектор с плосък панел, 200 µm пиксели, 40 × 40 cm2, използвайки време на експозиция от 0,3 s и 120 кадъра.
Измерванията X-PEEM на две избрани моделни системи бяха извършени в крайната станция Beamline MAXPEEM PEEM в лабораторията MAX IV (Лунд, Швеция).Пробите се приготвят по същия начин, както при електрохимичните измервания.Приготвените проби се държат във въздуха няколко дни и се дегазират в камера с ултрависок вакуум, преди да бъдат облъчени със синхротронни фотони.Енергийната разделителна способност на линията на лъча беше получена чрез измерване на спектъра на добив на йони в областта на възбуждане от N 1 ​​s до 1\(\pi _g^ \ast\) близо до hv = 401 eV в N2 със зависимостта на фотонната енергия от E3/2, 57. Апроксимационните спектри дадоха ΔE (ширина на спектралната линия) от около 0,3 eV в измерен енергиен диапазон. Следователно енергийната разделителна способност на линията на лъча беше оценена на E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 и поток ≈1012 ph/s чрез използване на модифициран монохроматор SX-700 с Si 1200-линия mm−1 решетка за Fe 2p L2,3 edge, Cr 2p L2,3 edge, Ni 2p L2,3 edge и Ce M4,5 ръб. Следователно енергийната разделителна способност на линията на лъча беше оценена на E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 и поток ≈1012 ph/s чрез използване на модифициран монохроматор SX-700 с Si 1200-линия mm−1 решетка за Fe 2p L2.3 edge, Cr 2p L2.3 edge, Ni 2p L2.3 edge и Ce M4.5 ръб. По този начин, енергийното разрешение на канала на пучка беше оценено като E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 и поток ≈1012 f/s при използване на модифициран монохроматор SX-700 с решетка Si 1200 штрихова/мм за Fe кръг 2p L2,3, кръг Cr 2p L2,3, кръг Ni 2p L2,3 и кръг мка Ce M4,5. По този начин енергийната разделителна способност на канала на лъча беше оценена като E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 и поток ≈1012 f/s, използвайки модифициран монохроматор SX-700 със Si решетка от 1200 линии/mm за Fe edge 2p L2,3, Cr edge 2p L2.3, Ni edge 2p L2.3 и Ce edge M4 .5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，通过使用带有Si 1200 线mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缘和Ce M4,5 边缘。因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S ， 使用 带有 带有 120 0 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缘和C e M4.5 边缘。По този начин, когато се използва модифициран монохроматор SX-700 с 1200 линия Si решетка.3, Cr ръб 2p L2.3, Ni ръб 2p L2.3 и Ce ръб M4.5.Сканирайте фотонната енергия на стъпки от 0,2 eV.При всяка енергия, PEEM изображенията бяха записани с помощта на TVIPS F-216 CMOS детектор, свързан с влакна, с 2 x 2 контейнера, който осигурява разделителна способност от 1024 × 1024 пиксела в зрително поле от 20 µm.Времето на експозиция на изображенията беше 0,2 s, средно 16 кадъра.Енергията на фотоелектронното изображение е избрана по такъв начин, че да осигури максимален вторичен електронен сигнал.Всички измервания бяха извършени при нормално падане с помощта на линейно поляризиран фотонен лъч.Повече информация за измерванията можете да намерите в предишно проучване.След проучване на режима на откриване на общия добив на електрони (TEY) и неговото приложение в X-PEEM49, пробната дълбочина на този метод се оценява на около 4-5 nm за Cr сигнала и около 6 nm за Fe.Дълбочината на Cr е много близка до дебелината на оксидния филм (~ 4 nm) 60, 61, докато дълбочината на Fe е по-голяма от дебелината.XRD, събрана на ръба на Fe L, е смес от XRD на железни оксиди и Fe0 от матрицата.В първия случай интензитетът на излъчените електрони идва от всички възможни видове електрони, които допринасят за TEY.Сигналът от чисто желязо обаче изисква по-висока кинетична енергия, за да могат електроните да преминат през оксидния слой към повърхността и да бъдат събрани от анализатора.В този случай Fe0 сигналът се дължи главно на LVV Auger електрони, както и на вторични електрони, излъчени от тях.В допълнение, интензитетът на TEY, допринесъл от тези електрони, се разпада по време на пътя на излизане на електрони, като допълнително намалява спектралния отговор на Fe0 в XAS картата на желязото.
Интегрирането на извличане на данни в куб данни (данни X-PEEM) е ключова стъпка в извличането на подходяща информация (химични или физични свойства) в многоизмерен подход.K-означава групирането се използва широко в няколко области, включително машинно зрение, обработка на изображения, неконтролирано разпознаване на образи, изкуствен интелект и класификационен анализ.Например клъстерирането на K-означава се е представило добре при групирането на данни за хиперспектрални изображения.По принцип за многофункционални данни алгоритъмът на K-средните може лесно да ги групира въз основа на информация за техните атрибути (свойства на фотонната енергия).Клъстерирането на K-означава е итеративен алгоритъм за разделяне на данни в K неприпокриващи се групи (клъстери), където всеки пиксел принадлежи към конкретен клъстер в зависимост от пространственото разпределение на химическата нехомогенност в микроструктурния състав на стоманата.Алгоритъмът на K-means включва два етапа: в първия етап се изчисляват K центроиди, а във втория етап на всяка точка се присвоява клъстер със съседни центроиди.Центърът на тежестта на клъстер се определя като средноаритметична стойност на точките от данни (XAS спектър) за този клъстер.Има различни разстояния за определяне на съседни центроиди като евклидово разстояние.За входно изображение от px,y (където x и y са разделителната способност в пиксели), CK е центърът на тежестта на клъстера;след това това изображение може да бъде сегментирано (групирано) в K клъстери с помощта на K-средства63.Последните стъпки на алгоритъма за клъстериране на K-средните са:
Стъпка 2. Изчислете членството на всички пиксели според текущия центроид.Например, то се изчислява от евклидовото разстояние d между центъра и всеки пиксел:
Стъпка 3 Присвоете всеки пиксел към най-близкия центроид.След това преизчислете K центроидните позиции, както следва:
Стъпка 4. Повторете процеса (уравнения (7) и (8)), докато центроидите се сближат.Окончателните резултати от качеството на клъстерирането са силно свързани с най-добрия избор на начални центроиди.За PEEM структурата на данни на стоманени изображения, обикновено X (x × y × λ) е куб от данни от 3D масив, докато осите x и y представляват пространствена информация (резолюция на пиксели), а оста λ съответства на фотон.енергийна спектрална картина.Алгоритъмът K-means се използва за изследване на интересни области в X-PEEM данните чрез разделяне на пиксели (клъстери или подблокове) според техните спектрални характеристики и извличане на най-добрите центроиди (XAS спектрални профили) за всеки анализиран компонент.клъстер).Използва се за изследване на пространствено разпределение, локални спектрални промени, окислително поведение и химични състояния.Например, алгоритъмът за клъстериране на K-средства е използван за Fe L-ръбове и Cr L-ръбове в горещо обработени и студено валцувани X-PEEM.Различен брой K клъстери (области на микроструктура) бяха тествани, за да се намерят оптималните клъстери и центроиди.Когато тези числа се показват, пикселите се пренасочват към съответните центроиди на клъстера.Всяко цветово разпределение съответства на центъра на клъстера, показвайки пространственото разположение на химически или физически обекти.Извлечените центроиди са линейни комбинации от чисти спектри.
Данните в подкрепа на резултатите от това проучване са достъпни при разумно искане от съответния автор на WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Издръжливост на счупване на заварена дуплексна неръждаема стомана. Sieurin, H. & Sandström, R. Издръжливост на счупване на заварена дуплексна неръждаема стомана. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Издръжливост на счупване на заварена дуплексна неръждаема стомана. Sieurin, H. & Sandström, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandstrom, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Sieurin, H. & Sandström, R. Издръжливост на счупване на заварени дуплексни неръждаеми стомани.Британия.Дробна част.кожа.73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Корозионна устойчивост на дуплексни неръждаеми стомани в избрани органични киселини и среди с органични киселини/хлориди. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Корозионна устойчивост на дуплексни неръждаеми стомани в избрани органични киселини и среди с органични киселини/хлориди.Адамс, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.и Van Der Merwe, J. Корозионна устойчивост на дуплексни неръждаеми стомани в среди с някои органични киселини и органични киселини/хлориди. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环境中的耐腐蚀性。 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相неръждаема стомана在特定的органична酸和органична酸/хлорирана среда的耐过性性.Адамс, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.и Van Der Merwe, J. Корозионна устойчивост на дуплексни неръждаеми стомани в избрани среди на органични киселини и органични киселини/хлориди.консервант.Методи за материали 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al.Корозионно-окислително поведение на Fe-Al-Mn-C дуплексни сплави.Материали 12, 2572 (2019).
Левков, Л., Шуригин, Д., Дуб, В., Косирев, К. & Баликоев, А. Ново поколение супердуплексни стомани за оборудване за производство на газ и нефт. Левков, Л., Шуригин, Д., Дуб, В., Косирев, К. & Баликоев, А. Ново поколение супердуплексни стомани за оборудване за производство на газ и нефт.Левков Л., Шуригин Д., Дуб В., Косирев К., Баликоев А. Ново поколение супер дуплексни стомани за оборудване за производство на нефт и газ.Левков Л., Шуригин Д., Дуб В., Косирев К., Баликоев А. Ново поколение супердуплексни стомани за оборудване за производство на газ и нефт.Уебинар E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Изследване на поведението при гореща деформация на дуплексна неръждаема стомана клас 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Изследване на поведението при гореща деформация на дуплексна неръждаема стомана клас 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Изследване на поведения на гореща деформация дуплексна нержавеющая сталь марки 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Изследване на поведението на гореща деформация на тип 2507 дуплексна неръждаема стомана.Метал. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究。Kingklang, S. и Utaisansuk, V. Изследване на поведението на гореща деформация на тип 2507 дуплексна неръждаема стомана.Метал.Алма матер.транс.48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al.Ефект на контролирано студено валцуване върху микроструктурата и механичните свойства на модифицирана с церий супер дуплекс SAF 2507 неръждаема стомана.Алма матер.науката.Британия.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al.Структурни и механични свойства, предизвикани от термична деформация на модифицирана с церий супер дуплекс SAF 2507 неръждаема стомана.J. Алма матер.резервоар за съхранение.технология.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Ефект на редкоземни елементи върху високотемпературното окисление на аустенитна стомана. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Ефект на редкоземни елементи върху високотемпературното окисление на аустенитна стомана.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. и Zheng K. Влияние на редкоземни елементи върху поведението на аустенитна стомана при високотемпературно окисляване. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. и Zheng K. Влияние на редкоземни елементи върху поведението на аустенитни стомани при високотемпературно окисляване.корос.науката.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ефекти на Ce върху микроструктурата и свойствата на 27Cr-3.8Mo-2Ni суперферитни неръждаеми стомани. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ефекти на Ce върху микроструктурата и свойствата на 27Cr-3.8Mo-2Ni суперферитни неръждаеми стомани.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. и Sun S. Влияние на Se върху микроструктурата и свойствата на суперферитни неръждаеми стомани 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能的影响。 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ефект на Ce върху микроструктурата и свойствата на 27Cr-3.8Mo-2Ni супер-стоманена неръждаема стомана. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктурата и свойствата на суперферитната нержавеща сталь 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ефект на Ce върху микроструктурата и свойствата на суперферитна неръждаема стомана 27Cr-3,8Mo-2Ni.Железен знак.Steelmak 47, 67–76 (2020).