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 непрекъсната поддръжка, ще рендираме сайта без стилове и JavaScript.
Широко използваната неръждаема стомана и нейните ковани версии са устойчиви на корозия при околни условия поради пасивационния слой, състоящ се от хромов оксид. Корозията и ерозията на стоманата традиционно се свързват с разрушаването на тези слоеве, но рядко на микроскопско ниво, в зависимост от произхода на повърхностната нееднородност. В тази работа наномащабната повърхностна химическа хетерогенност, открита чрез спектроскопска микроскопия и хемометричен анализ, неочаквано доминира разлагането и корозията на студено валцувана, модифицирана с церий супердуплексна неръждаема стомана 2507 (SDSS) по време на нейното горещо деформационно поведение. от друга страна. Въпреки че рентгеновата фотоелектронна микроскопия показа относително равномерно покритие на естествения слой Cr2O3, студено валцуваната SDSS показа слаби резултати от пасивацията поради локализираното разпределение на богатите на Fe3+ наноострови върху слоя Fe/Cr оксид. Това знание на атомно ниво осигурява задълбочено разбиране на корозията на неръждаемата стомана и се очаква да помогне за борба с корозията на подобни високолегирани метали.
След изобретяването на неръждаемата стомана, корозионната устойчивост 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 корозионна устойчивост имат превъзходни механични свойства1,2,3. Повишената механична якост позволява по-леки и по-компактни конструкции. За разлика от тях, икономичният SDSS има висока устойчивост на точкова и цепнатинна корозия, което води до по-дълъг експлоатационен живот и по-широки приложения в контрола на замърсяването, химическите контейнери и офшорната нефтена и газова промишленост4. Тесният диапазон от температури на термична обработка и лошата формовъчност обаче възпрепятстват широкото му практическо приложение. Следователно, SDSS е модифициран, за да подобри горните свойства. Например, модификация с Ce и високи добавки на N 6, 7, 8 са 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 рафинирането на зърната и якостта на границите на зърната. Устойчивостта на износване и корозия, якостта на опън и границата на провлачване, както и обработваемостта при горещо също са подобрени9. Големи количества азот могат да заместят скъпото никелово съдържание, 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. Отличната корозионна устойчивост на SDSS обаче се дължи на наличието на тънък оксиден филм на повърхността, който се влияе от много фактори, като например наличието на много фази с различни граници на зърната, нежелани утайки и различни реакции. Вътрешната нееднородна микроструктура на различни аустенитни и феритни фази се деформира7. Следователно, изучаването на микродоменните свойства на такива филми на ниво електронна структура е от решаващо значение за разбирането на корозията на SDSS и изисква сложни експериментални техники. Досега повърхностно чувствителните методи като Оже-електронна спектроскопия11 и рентгенова фотоелектронна спектроскопия12,13,14,15, както и системата с твърд рентгенов фотоелектрон-фотоелектрон, разграничават, но често не успяват да разделят химичните състояния на един и същ елемент в различни точки в пространството на наномащаба. Няколко скорошни проучвания свързват локалното окисление на хрома с наблюдаваното корозионно поведение на 17 аустенитни неръждаеми стомани, 18 мартензитни неръждаеми стомани и SDSS 19, 20. Тези проучвания обаче са фокусирани главно върху ефекта на хетерогенността на Cr (напр. окислително състояние на Cr3+) върху корозионната устойчивост. Латералната хетерогенност в окислителните състояния на елементите може да бъде причинена от различни съединения с едни и същи съставни елементи, като например железни оксиди. Тези съединения наследяват термомеханично обработен малък размер, тясно съседен един на друг, но се различават по състав и окислително състояние 16,21. Следователно, разкриването на разрушаването на оксидните филми и последващото им образуване изисква разбиране на повърхностната нееднородност на микроскопично ниво. Въпреки тези изисквания, количествените оценки, като например латералната окислителна хетерогенност, особено на желязото в нано/атомен мащаб, все още липсват и тяхното значение за корозионната устойчивост остава неизследвано. Доскоро химичното състояние на различни елементи, като Fe и Ca, беше количествено описвано върху стоманени проби с помощта на мека рентгенова фотоелектронна микроскопия (X-PEEM) в наноразмерни синхротронни лъчеви съоръжения. В комбинация с химически чувствителни техники на рентгенова абсорбционна спектроскопия (XAS), X-PEEM позволява XAS измерване с висока пространствена и спектрална резолюция, предоставяйки химическа информация за елементарния състав и неговото химично състояние с пространствена резолюция до нанометров мащаб 23. Това спектроскопско наблюдение на мястото на иницииране под микроскоп улеснява локалните химични експерименти и може пространствено да демонстрира неизследвани досега химични промени в Fe слоя.
Това проучване разширява предимствата на PEEM при откриване на химични разлики в наномащаб и представя задълбочен метод за повърхностен анализ на атомно ниво за разбиране на корозионното поведение на Ce-2507. Той използва K-means клъстерни хемометрични данни24, 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 разрушаване на хромов оксиден филм, настоящата лоша пасивация и лоша корозионна устойчивост се дължат 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 беше оценено за първи път с помощта на електрохимични измервания. На фиг. Фигура 1 показва кривите на Найквист 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 пасивационния филм да се разрушава. Въпреки че материалът не е претърпял стабилна точкова корозия при стайна температура, тези анализи дадоха представа за потенциални събития на повреда и посткорозионни процеси. Еквивалентната схема (фиг. 1d) беше използвана за напасване на спектрите на електрохимична импедансна спектроскопия (EIS) и съответните резултати от напасването са показани в Таблица 1. Непълни полукръгове се появиха при тестване на обработени в разтвор и горещо обработени проби, докато съответните компресирани полукръгове бяха студено валцувани (фиг. 1b). В EIS спектъра радиусът на полукръга може да се разглежда като поляризационно съпротивление (Rp)25,26. Rp на обработения в разтвор SDSS в Таблица 1 е около 135 kΩ cm-2, но за горещодеформирания и студеновалцувания SDSS можем да видим много по-ниски стойности съответно от 34,7 и 2,1 kΩ cm–2. Това значително намаление на Rp показва вредно влияние на пластичната деформация върху пасивацията и корозионната устойчивост, както е показано в предишни доклади 27, 28, 29, 30.
a Диаграми на Найкуист, b, c Диаграми на импеданса и фазата на Боде, и еквивалентен модел на схема за d, където RS е съпротивлението на електролита, Rp е поляризационното съпротивление, а QCPE е оксидът на елемента с постоянна фаза, използван за моделиране на неидеалния капацитет (n). EIS измерванията бяха проведени при потенциал без товар.
Константите от първи ред са показани на диаграмата на Боде, а високочестотното плато представлява съпротивлението на електролита RS26. С намаляването на честотата импедансът се увеличава и се установява отрицателен фазов ъгъл, което показва доминиране на капацитета. Фазовият ъгъл се увеличава, запазвайки максималната си стойност в относително широк честотен диапазон, а след това намалява (фиг. 1в). Въпреки това, и в трите случая тази максимална стойност е все още по-малка от 90°, което показва неидеално капацитивно поведение поради капацитивна дисперсия. По този начин, постоянният фазов елемент (CPE) на QCPE се използва за представяне на разпределението на междуфазовия капацитет, получено от грапавостта или нееднородността на повърхността, особено по отношение на атомния мащаб, фракталната геометрия, порьозността на електрода, неравномерния потенциал и повърхностно зависимото разпределение на тока. Геометрия на електрода31,32. Импеданс на CPE:
където j е имагинерното число, а 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, а ако n е близо до нула, това е съпротивление. Малко отклонение на n, близо до 1, показва неидеално капацитивно поведение на повърхността след изпитване за поляризация. QCPE на студено валцувания SDSS е много по-висок от този на подобни продукти, което означава, че качеството на повърхността е по-малко равномерно.
В съответствие с повечето свойства на корозионна устойчивост на неръждаемите стомани, относително високото съдържание на Cr в SDSS обикновено води до превъзходна корозионна устойчивост на SDSS поради наличието на пасивен защитен оксиден филм върху повърхността17. Този пасивиращ филм обикновено е богат на Cr3+ оксиди и/или хидроксиди, като основно включва Fe2+, Fe3+ оксиди и/или (окси)хидроксиди33. Въпреки еднаквата еднородност на повърхността, пасивиращия оксиден слой и липсата на видими повреди по повърхността, определени чрез микроскопски изображения,6,7 корозионното поведение на горещодеформираните и студеновалцуваните SDSS е различно и следователно изисква задълбочено проучване на деформационната микроструктура и структурните характеристики на стоманата.
Микроструктурата на деформираната 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 вида на основната фаза, са открити 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 с обемни фазови фракции, извършени на различна дълбочина. Относително по-високият дял на аустенит в студено валцувани образци, определен чрез рентгенова дифракция 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. Освен това, корозионната устойчивост на стоманата зависи и от степента на рафиниране на зърната, намаляването на размера на зърната, увеличаването на микродеформациите и плътността на дислокациите, които възникват по време на термомеханична обработка36,37,38. Горещо обработените образци показват по-зърнест характер, което е показателно за зърна с микронен размер, докато гладките пръстени, наблюдавани в студено валцуваните образци (Допълнителна фигура 3), показват значително изтъняване на зърната до наномащаб в предишна работа6, което би трябвало да допринесе за пасивация на филма и повишаване на устойчивостта на корозия. По-високата плътност на дислокациите обикновено е свързана с по-ниска устойчивост на питинг, което съвпада добре с електрохимичните измервания.
Промените в химичните състояния на микродомейни 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 пасивационен филм, Fe е основният елемент в стоманата, а Ni подобрява пасивацията и балансира феритно-аустенитната фазова структура и целта на Ce модификацията. Чрез регулиране на енергията на синхротронното лъчение, RAS е покрит от повърхността с основните характеристики на Cr (ръб L2.3), Fe (ръб L2.3), Ni (ръб L2.3) и Ce (ръб M4.5). Це-2507 SDSS е с горещо формоване и студено валцуване. Извършен е подходящ анализ на данните чрез включване на енергийна калибрация с публикувани данни (напр. XAS 40, 41 върху Fe L2, 3 ръба).
На фиг. Фигура 2 показва X-PEEM изображения на горещодеформиран (фиг. 2a) и студеновалцуван (фиг. 2d) Ce-2507 SDSS и съответните XAS ръбове на Cr и Fe L2,3 на индивидуално маркирани места. L2,3 ръбът на XAS сондира незаетите 3d състояния след фотовъзбуждане на електрони на нивата на спин-орбитално разделяне 2p3/2 (L3 ръб) и 2p1/2 (L2 ръб). Информация за валентното състояние на Cr е получена от XAS на L2,3 ръба на фиг. 2b, e. Сравнението с judges.42,43 показва, че са наблюдавани четири пика близо до L3 ръба, наречени A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV) и D (582.2 eV), отразяващи октаедричния Cr3+, съответстващ на йона Cr2O3. Експерименталните спектри съответстват на теоретичните изчисления, показани в панели b и e, получени от множество изчисления на кристалното поле на границата Cr L2.3, използвайки кристално поле от 2.0 eV44. И двете повърхности на горещодеформирания и студеновалцувания SDSS са покрити с относително равномерен слой Cr2O3.
a) X-PEEM термоизображение на термично деформиран SDSS, съответстващ на b) Cr L2.3 ръб и c) Fe L2.3 ръб, d) X-PEEM термоизображение на студено валцован SDSS, съответстващ на e) Cr L2.3 ръб и f) Fe L2.3 ръб (f). XAS спектрите са нанесени на различни пространствени позиции, отбелязани на термоизображенията (a, d), като оранжевите пунктирани линии в (b) и (e) представляват симулираните XAS спектри на Cr3+ със стойност на кристалното поле 2.0 eV. За X-PEEM изображения използвайте термопалитра, за да подобрите четимостта на изображението, където цветовете от синьо до червено са пропорционални на интензитета на рентгеновото поглъщане (от ниско към високо).
Независимо от химическата среда на тези метални елементи, химичното състояние на добавките от легиращи елементи Ni и Ce и за двете проби остава непроменено. Допълнителен чертеж. Фигури 5-9 показват X-PEEM изображения и съответните XAS спектри за Ni и Ce на различни позиции по повърхността на горещовалцувани и студеновалцувани образци. Ni XAS показва окислителните състояния на Ni2+ по цялата измерена повърхност на горещовалцувани и студеновалцувани образци (Допълнително обсъждане). Трябва да се отбележи, че в случая на горещовалцувани проби XAS сигналът на Ce не се наблюдава, докато в случая на студеновалцувани проби се наблюдава спектърът на Ce3+. Наблюдението на Ce петна в студеновалцувани проби показва, че Ce се появява главно под формата на утайки.
В термично деформирания SDSS не е наблюдавана локална структурна промяна в XAS на ръба 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 фиг. 10), в които бяха избрани по-малки кръгови области. XAS спектрите на ръба Fe L2,3 на α-Fe2O3 системи и Fe2+ октаедрични оксиди бяха моделирани чрез множество изчисления на кристални полета, използващи кристални полета от 1.0 (Fe2+) и 1.0 (Fe3+)44. 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). 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 симетрии45,46, Fe3O4 комбинира както Fe2+, така 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 а FeO45 действа като формален двувалентен Fe2+ оксид (3d6). Всички Fe3+ йони в α-Fe2O3 имат само Oh позиции, докато γ-Fe2O3 обикновено е представен от Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 шпинел с ваканции в eg позиции. Следователно, Fe3+ йоните в γ-Fe2O3 имат както Td, така и Oh позиции. Както е споменато в предишна статия,45 въпреки че съотношението на интензитета на двата е различно, съотношението им на интензитета eg/t2g е ≈1, докато в този случай наблюдаваното съотношение на интензитета eg/t2g е около 1. Това изключва възможността в настоящата ситуация да присъства само Fe3+. Като се има предвид случаят на Fe3O4 с Fe2+ и Fe3+, първата известна характеристика, която 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 едновременното съществуване на Fe2+ и γ-Fe2O3, α-Fe2O3 и/или Fe3O4 доминира върху студено валцуваната повърхност на композитите.
Уголемени фотоелектронни термовизионни изображения на XAS спектрите (a, c) и (b, d), пресичащи Fe L2,3 ръба в различни пространствени позиции в избрани области 2 и E на Фиг. 2d.
Получените експериментални данни (фиг. 4а и допълнителна фиг. 11) са изобразени графично и сравнени с данните за чисти съединения 40, 41, 48. Три различни типа експериментално наблюдавани Fe L-ръбови XAS спектри (XAS-1, XAS-2 и XAS-3: фиг. 4а). По-специално, спектър 2-а (обозначен като XAS-1) на фиг. 3б, последван от спектър 2-б (обозначен като XAS-2), е наблюдаван в цялата област на детектиране, докато спектри като E-3, наблюдавани на фигура 3d (обозначени като XAS-3), са наблюдавани на специфични места. Като правило, четири параметъра са използвани 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) съотношение на интензитета L2/L3. Според визуалните наблюдения (фиг. 4а), и трите Fe компонента, а именно Fe0, Fe2+ и Fe3+, присъстват върху изследваната повърхност на SDSS. Изчисленото съотношение на интензитета L2/L3 също показва наличието и на трите компонента.
Симулирани XAS спектри на Fe с наблюдавани три различни експериментални данни (плътните 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 кристалното 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 във формата на XAS-3 спектри със стандарти Fe3O4 (смесено състояние на Fe) и Fe2O3 (чист Fe3+).
За количествено определяне на състава на железния оксид беше използвана линейна комбинирана апроксимация (LCF) на трите стандарта 40, 41, 48. LCF беше приложена за три избрани Fe L-edge XAS спектъра, показващи най-висок контраст, а именно XAS-1, XAS-2 и XAS-3, както е показано на Фиг. 4b–d. За LCF апроксимациите, 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. Всъщност, дълбочината на пробация на X-PEEM за Fe (~6 nm)49 е по-голяма от очакваната дебелина на окислителния слой (малко > 4 nm), което позволява откриване на сигнал от желязната матрица (Fe0) под пасивационния слой. Всъщност, дълбочината на пробация на X-PEEM за Fe (~6 nm)49 е по-голяма от очакваната дебелина на окислителния слой (малко > 4 nm), което позволява откриване на сигнал от желязната матрица (Fe0) под пасивационния слой. Действително пробната дълбочина на X-PEEM за Fe (~ 6 nm)49 е по-голяма от предполагаемата дебелина на окисления слой (малко > 4 nm), което позволява да се възпроизведе сигнал от железни матрици (Fe0) под пасивиращ слой. Всъщност, дълбочината на сондата X-PEEM за Fe (~6 nm)49 е по-голяма от предполагаемата дебелина на окислителния слой (малко >4 nm), което прави възможно откриването на сигнала от желязната матрица (Fe0) под пасивационния 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 чрез X-PEEM е по-голяма от очакваната дебелина на оксидния слой (малко > 4 nm), което позволява откриване на сигнала от желязната матрица (Fe0) под пасивационния слой. .Бяха извършени различни комбинации от Fe2+ и Fe3+, за да се намери най-доброто възможно решение за наблюдаваните експериментални данни. На фиг. 4b е показан XAS-1 спектър за комбинацията от Fe2+ и Fe3+, където пропорциите на Fe2+ и Fe3+ са сходни с около 45%, което показва смесени окислителни състояния на Fe. Докато за XAS-2 спектъра процентът на Fe2+ и Fe3+ става съответно ~30% и 60%. Fe2+ ​​е по-малко от Fe3+. Съотношението Fe2+ към Fe3, равно на 1:2, означава, че Fe3O4 може да се образува при същото съотношение между Fe йоните. Освен това, за XAS-3 спектъра процентът на Fe2+ и Fe3+ става ~10% и 80%, което показва по-висока степен на превръщане на Fe2+ в Fe3+. Както бе споменато по-горе, Fe3+ може да произлиза от α-Fe2O3, γ-Fe2O3 или Fe3O4. За да се разбере най-вероятният източник на Fe3+, спектърът на XAS-3 беше нанесен с различни Fe3+ стандарти на Фигура 4e, показвайки сходство и с двата стандарта, когато се разглежда пикът B. Интензитетът на пиковете на рамото (A: от Fe2+) и съотношението на интензитета B/A обаче показват, че спектърът на XAS-3 е близък, но не съвпада със спектъра на γ-Fe2O3. В сравнение с обемния γ-Fe2O3, пикът Fe2p XAS 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 ръба L2,3 или съотношението на интензитета L2/L3 остава предмет на текущи изследвания и дискусии поради сложността на различните фактори, които влияят на крайния спектър41.
В допълнение към спектралните разлики в химичното състояние на избраните области от интерес, описани по-горе, глобалната химическа хетерогенност на ключовите елементи Cr и Fe също беше оценена чрез класифициране на всички XAS спектри, получени върху повърхността на пробата, използвайки метода на клъстеризиране K-means. Профилите на ръба на Cr L образуват два пространствено разпределени оптимални клъстера в горещодеформираните и студеновалцуваните образци, показани на Фиг. 5. Ясно е, че не се възприемат локални структурни промени като сходни, 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 от ръбови области, а b е съответните XAS центроиди. Резултати от K-означава X-PEEM сравнение на студено валцовани SDSS: c Cr L2.3 ръбова област на K-означава клъстери и d съответстващи XAS центроиди.
За илюстриране на по-сложни FeL карти на ръбовете, бяха използвани четири и пет оптимизирани клъстера и свързаните с тях центроиди (спектрални профили) съответно за горещодеформирани и студеновалцувани образци. Следователно, процентът (%) на Fe2+ и Fe3+ може да се получи чрез напасване на LCF, показан на Фиг. 4. Псевдоелектродният потенциал Epseudo като функция на Fe0 беше използван, за да се разкрие микрохимичната нееднородност на повърхностния оксиден филм. Epseudo се оценява грубо чрез 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. 6a). Не са наблюдавани други зависими от позицията промени в подлежащата ламинарен интериор (фиг. 6b). Напротив, за връзката на различни оксиди с различно съдържание на Fe2+ и Fe3+ в студено валцуван 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 разпределени и могат да се разглеждат като корозирали зони. В същото време, градиентът в потенциалното поле, а не абсолютната стойност на потенциала, може да се използва като индикатор за локализацията на активни корозионни центрове. Това неравномерно разпределение на Fe2+ и Fe3+ върху повърхността на студено валцуван SDSS може да промени локалната химия и да осигури по-практична активна повърхност по време на разрушаване на оксидния филм и корозионни реакции, позволявайки на подлежащата метална матрица да продължи да корозира, което води до вътрешна хетерогенност. свойства и намаляват защитните свойства на пасивиращия слой.
K-means клъстери и съответните XAS центроиди в областта на ръба на Fe L2.3 на горещодеформиран X-PEEM ac и df на студеновалцуван SDSS. a, d K-means клъстерни диаграми, наслагвани върху X-PEEM изображения. Изчисленият псевдоелектроден потенциал (Epseudo) е споменат заедно с K-means клъстерната диаграма. Яркостта на X-PEEM изображението, подобно на цвета на Фиг. 2, е пропорционална на интензитета на рентгеновото поглъщане.
Сравнително еднородният Cr, но различното химично състояние на Fe, води до различни повреди на оксидния филм и модели на корозия в горещодеформирания и студеновалцувания Ce-2507. Това свойство на студеновалцувания Ce-2507 е добре проучено. По отношение на образуването на оксиди и хидроксиди на Fe в околния въздух при този почти неутрален процес, реакциите са следните:
Горните реакции протичат в следните сценарии, базирани на X-PEEM анализ. Малко рамо, съответстващо на Fe0, е свързано с подлежащото метално желязо. Реакцията на металното Fe с околната среда води до образуването на слой Fe(OH)2 (уравнение (5)), който усилва Fe2+ сигнала в Fe L-ръба 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 които Fe3O4 предпочита еднородна и лепкава структура. Наличието и на двете води до смесени окислителни състояния (XAS-1 спектър). XAS-2 спектърът 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 пика A.
XPA спектърът показва, че Fe компонентът в оксидния филм има слоеста структура, комбинирана със слой Cr оксид. За разлика от признаците на пасивация, дължаща се на локална нееднородност на Cr2O3 по време на корозия, въпреки равномерния слой Cr2O3 в тази работа, в този случай се наблюдава ниска корозионна устойчивост, особено при студено валцувани образци. Наблюдаваното поведение може да се разбира като хетерогенност на химичното окислително състояние в горния слой (Fe), което влияе върху корозионните характеристики. Поради еднаквата 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 корозионната устойчивост. Следователно, непрекъснатото стехиометрично съотношение, т.е. едно окислително състояние на Fe, е за предпочитане пред резките стехиометрични промени. Термично деформираният SDSS има по-равномерна повърхност, по-плътен защитен слой и по-добра корозионна устойчивост. Докато при студеновалцуваните SDSS, наличието на богати на Fe3+ островчета 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 корозионна устойчивост са намалени. Може да се види, че локалното разпределение на богатите на Fe3+ островчета, дължащо се на пластична деформация, влияе главно върху корозионната устойчивост, което е пробив в тази работа. По този начин, това изследване представя спектроскопски микроскопски изображения на намаляването на корозионната устойчивост на SDSS проби, изследвани чрез метода на пластична деформация.
Освен това, въпреки че легирането на редкоземни елементи в двуфазни стомани показва по-добри резултати, взаимодействието на този добавъчен елемент с отделната 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. Макар че не подобрява значително механичните свойства на SDSS6,7, наличието на редкоземни елементи намалява размера на включванията и се смята, че инхибира питинга в началната област54.
В заключение, тази работа разкрива ефекта на повърхностната хетерогенност върху корозията на 2507 SDSS, модифициран с церий, чрез количествено определяне на химичното съдържание на наномащабни компоненти. Ние отговаряме на въпроса защо неръждаемата стомана корозира дори под защитен оксиден слой, като количествено определяме нейната микроструктура, повърхностна химия и обработка на сигнала, използвайки K-means клъстеризация. Установено е, че островите, богати на Fe3+, включително тяхната октаедрична и тетраедрична координация по цялата характеристика на смесения Fe2+/Fe3+, са източник на повреди и корозия на студеновалцувания оксиден филм SDSS. Наноостровите, доминирани от Fe3+, водят до лоша корозионна устойчивост дори при наличие на достатъчен стехиометричен пасивиращ слой Cr2O3. В допълнение към методологичния напредък при определяне на ефекта на наномащабната химическа хетерогенност върху корозията, се очаква текущата работа да вдъхнови инженерни процеси за подобряване на корозионната устойчивост на неръждаемите стомани по време на производството на стомана.
За да се приготви слитъкът Ce-2507 SDSS, използван в това изследване, смесен състав, включващ Fe-Ce мастер сплав, запечатан с чиста желязна тръба, беше разтопен в 150 kg средночестотна индукционна пещ, за да се получи разтопена стомана, и излят във форма. Измерените химични състави (тегл.%) са изброени в Допълнителна таблица 2. Слитъците първо се ковават горещо в блокове. След това се отгряват при 1050°C в продължение на 60 минути, за да се получи стомана в състояние на твърд разтвор, и след това се закаляват във вода до стайна температура. Изследваните проби бяха проучени подробно с помощта на TEM и DOE за изследване на фазите, размера на зърната и морфологията. По-подробна информация за пробите и производствения процес може да бъде намерена 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 беше извършено при различни температури в диапазона от 1000-1150°C, използвайки термичен симулатор Gleeble-3800 при постоянна скорост на деформация в диапазона от 0,01-10 s-1. Преди деформация пробите бяха нагрявани със скорост 10 °C s-1 в продължение на 2 минути при избрана температура, за да се елиминира температурният градиент. След постигане на температурна равномерност, пробата беше деформирана до истинска стойност на деформация от 0,7. След деформация пробите бяха незабавно закалени с вода, за да се запази деформираната структура. След това закаленият образец се реже успоредно на посоката на компресия. За това конкретно изследване избрахме образец с условие на горещо деформиране от 1050°C, 10 s-1, тъй като наблюдаваната микротвърдост беше по-висока от другите образци7.
Масивни (80 × 10 × 17 mm3) проби от твърдия разтвор Ce-2507 бяха използвани в трифазна асинхронна двувалцова 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%.
За SDSS електрохимични измервания беше използвана електрохимична работна станция Autolab PGSTAT128N след студено валцоване до 90% намаляване на дебелината (1,0 еквивалент на истинско напрежение) и след горещо пресоване при 1050°C за 10 s-1 до истинско напрежение от 0,7. Работната станция разполага с триелектродна клетка с наситен каломелов електрод като референтен електрод, графитен противоелектрод и SDSS проба като работен електрод. Пробите бяха нарязани на цилиндри с диаметър 11,3 mm, към страните на които бяха запоени медни проводници. След това пробите бяха фиксирани 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 епоксидната смола и последващото шлайфане и полиране, за да избегнете напукване. Работните повърхности бяха шлайфани и полирани с диамантена полираща суспензия с размер на частиците 1 μm, измити 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 тя е корозивна 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 достигне почти стационарно състояние, преди да се направят каквито и да е измервания. За твърдоразтворни, горещоформовани и студеновалцувани проби, измерванията на импеданса бяха извършени при потенциали на отворена верига (OPC) съответно 0,39, 0,33 и 0,25 V, в честотния диапазон от 1 x 105 до 0,1 Hz с амплитуда от 5 mV. Всички химични тестове бяха повторени поне 3 пъти при едни и същи условия, за да се осигури възпроизводимост на данните.
За HE-SXRD измервания бяха измерени правоъгълни дуплексни стоманени блокове с размери 1 × 1 × 1,5 mm3, за да се определи количествено фазовият състав на лъча на високоенергиен виглер на Brockhouse в CLS, Канада56. Събирането на данни беше извършено в геометрия на Дебай-Шерер или геометрия на пропускане при стайна температура. Дължината на рентгеновата вълна, калибрирана с калибратора LaB6, е 0,212561 Å, което съответства на 58 keV, което е много по-високо от тази на Cu Kα (8 keV), обикновено използван като лабораторен рентгенов източник. Пробата беше разположена на разстояние 740 mm от детектора. Обемът на детекция 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 Perkin Elmer area detector, плосък рентгенов детектор, 200 µm пиксела, 40×40 cm2, с време на експозиция 0,3 s и 120 кадъра.
X-PEEM измервания на две избрани моделни системи бяха проведени в крайната станция Beamline MAXPEEM PEEM в лабораторията MAX IV (Лунд, Швеция). Пробите бяха приготвени по същия начин, както за електрохимичните измервания. Приготвените проби бяха държани на въздух в продължение на няколко дни и дегазирани в камера с ултрависок вакуум, преди да бъдат облъчени със синхротронни фотони. Енергийната разделителна способност на лъчевата линия беше получена чрез измерване на спектъра на йонния добив в областта на възбуждане от N 1 ​​s до 1\(\pi _g^ \ast\) близо до hv = 401 eV в N2 със зависимостта на енергията на фотона от E3/2, 57. Апроксимационните спектри дадоха ΔE (ширина на спектралната линия) от около 0.3 eV в измерения енергиен диапазон. Следователно, енергийната разделителна способност на лъчевата линия беше оценена на E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 и поток ≈1012 ph/s, като се използва модифициран монохроматор SX-700 с решетка Si 1200 линии mm−1 за Fe 2p L2,3 ръба, Cr 2p L2,3 ръба, Ni 2p L2,3 ръба и Ce M4,5 ръба. Следователно, енергийната разделителна способност на лъчевата линия беше оценена на E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 и поток ≈1012 ph/s, като се използва модифициран монохроматор SX-700 с решетка Si 1200 линии mm−1 за Fe 2p L2.3 ръба, Cr 2p L2.3 ръба, Ni 2p L2.3 ръба и Ce M4.5 ръба. 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 кромка Ce M4,5. По този начин, енергийната разделителна способност на лъчевия канал беше оценена като E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 и поток ≈1012 f/s, използвайки модифициран монохроматор SX-700 с Si решетка от 1200 линии/mm за Fe ръб 2p L2,3, Cr ръб 2p L2.3, Ni ръб 2p L2.3 и Ce ръб 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 1200 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Ce M4.5 边缘。Следователно, когато се използва модифициран монохроматор SX-700 с Si решетка с 1200 линии, 3, Cr ръб 2p L2.3, Ni ръб 2p L2.3 и Ce ръб M4.5.Енергия на сканиращите фотони на стъпки от 0.2 eV. При всяка енергия, PEEM изображенията бяха записани с помощта на TVIPS F-216 оптично-свързан CMOS детектор с 2 x 2 интервала, който осигурява резолюция 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 нормален пад, използвайки линейно поляризиран фотонен лъч. Повече информация за измерванията може да бъде намерена в предишно проучване. След изучаване на режима на детекция на общия електронен добив (TEY) и неговото приложение в X-PEEM49, дълбочината на пробния 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, събран на ръба на FeL, е смес от XRD на железни оксиди и Fe0 от матрицата. В първия случай интензитетът на емитираните 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 до повърхността и да бъдат събрани от анализатора. В този случай сигналът от Fe0 се дължи главно на LVV Оже електрони, както и на вторични електрони, емитирани от тях. Освен това, интензитетът на TEY, допринесен от тези електрони, намалява по време на пътя на излизане на електрона, което допълнително намалява спектралния отклик на Fe0 в XAS картата на желязото.
Интегрирането на извличането на данни в куб от данни (X-PEEM данни) е ключова стъпка в извличането на съответна информация (химични или физични свойства) по многомерен подход. K-means клъстеризацията се използва широко в няколко области, включително машинно зрение, обработка на изображения, разпознаване на образи без надзор, изкуствен интелект и класификационен анализ. Например, K-means клъстеризацията се е представила добре при клъстерирането на хиперспектрални данни от изображения. По принцип, за многохарактерни данни, K-means алгоритъмът може лесно да ги групира въз основа на информация за техните атрибути (свойства на фотонната енергия). K-means клъстеризацията е итеративен алгоритъм за разделяне на данните на K неприпокриващи се групи (клъстери), където всеки пиксел принадлежи към специфичен клъстер в зависимост от пространственото разпределение на химическата нееднородност в микроструктурния състав на стоманата. K-means алгоритъмът включва два етапа: на първия етап се изчисляват K центроиди, а на втория етап на всяка точка се присвоява клъстер със съседни центроиди. Центърът на тежестта на клъстера се определя като средноаритметична стойност на точките от данни (XAS спектър) за този клъстер. Съществуват различни разстояния за дефиниране на съседни центроиди като евклидово разстояние. За входно изображение от px,y (където x и y са резолюцията в пиксели), CK е центърът на тежестта на клъстера; това изображение може след това да бъде сегментирано (клъстерирано) в K клъстера, използвайки K-means63. Последните стъпки на алгоритъма за клъстериране K-means са:
Стъпка 2. Изчислете принадлежността на всички пиксели според текущия центроид. Например, тя се изчислява от евклидовото разстояние d между центъра и всеки пиксел:
Стъпка 3. Присвоете всеки пиксел на най-близкия центроид. След това преизчислете K позиции на центроидите, както следва:
Стъпка 4. Повторете процеса (уравнения (7) и (8)), докато центроидите се сближат. Крайните резултати за качеството на клъстеризацията са силно корелирани с най-добрия избор на начални центроиди. За структурата на PEEM данните на стоманени изображения, обикновено X (x × y × λ) е куб от 3D масивни данни, докато осите x и y представляват пространствена информация (резолюция на пикселите), а оста λ съответства на спектрална картина на фотонната енергия. Алгоритъмът K-means се използва за изследване на области от интерес в X-PEEM данните чрез разделяне на пикселите (клъстери или подблокове) според техните спектрални характеристики и извличане на най-добрите центроиди (XAS спектрални профили) за всеки аналит. Той се използва за изучаване на пространственото разпределение, локалните спектрални промени, окислителното поведение и химичните състояния. Например, алгоритъмът за клъстеризация K-means е използван за области с L-ръб на Fe и L-ръб на Cr в горещодеформиран и студеновалцуван X-PEEM. Различен брой K клъстери (области на микроструктура) са тествани, за да се намерят оптималните клъстери и центроиди. Когато тези числа се показват, пикселите се преназначават на съответните центроиди на клъстера. Всяко разпределение на цветовете съответства на центъра на клъстера, показвайки пространственото разположение на химични или физични обекти. Извлечените центроиди са линейни комбинации от чисти спектри.
Данните, подкрепящи резултатите от това проучване, са достъпни при разумно искане от съответния автор на WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Жилавост на разрушаване на заварена дуплексна неръждаема стомана. Sieurin, H. & Sandström, R. Жилавост на разрушаване на заварена дуплексна неръждаема стомана. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Жилавост на разрушаване 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. Жилавост на разрушаване на заварени дуплексни неръждаеми стомани.Британия. Дробна част. фур. 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 от 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 от органични киселини/хлориди.Adams, 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.Adams, 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. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al. Корозионно-окислително поведение на дуплексни сплави Fe-Al-Mn-C. Materials 12, 2572 (2019).
Левков, Л., Шуригин, Д., Дуб, В., Косирев, К. и Баликоев, А. Ново поколение супердуплексни стомани за оборудване за добив на газ и нефт. Левков, Л., Шуригин, Д., Дуб, В., Косирев, К. и Баликоев, А. Ново поколение супердуплексни стомани за оборудване за добив на газ и нефт.Левков Л., Шуригин Д., Дуб В., Косирев К., Баликоев А. Ново поколение супердуплексни стомани за оборудване за добив на нефт и газ.Левков Л., Шуригин Д., Дуб В., Косирев К., Баликоев А. Ново поколение супердуплексни стомани за оборудване за добив 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 на дуплексната нержавеющая сталь марки 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Изследване на поведението при гореща деформация на дуплексна неръждаема стомана тип 2507. Metall. 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 при гореща деформация на дуплексна неръждаема стомана тип 2507. Метал.алма матер. транс. 48, 95–108 (2017).
Джоу, Т. и др. Влияние на контролирано студено валцуване върху микроструктурата и механичните свойства на модифицирана с церий супердуплексна неръждаема стомана SAF 2507. Алма матер. Науката. Британия. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Структурни и механични свойства, индуцирани от термична деформация на модифицирана с церий супердуплексна неръждаема стомана SAF 2507. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Женг, З., Уанг, С., Лонг, Дж., Уанг, Дж. и Женг, К. Влияние на редкоземните елементи върху поведението на аустенитна стомана при високотемпературно окисление. Женг, З., Уанг, С., Лонг, Дж., Уанг, Дж. и Женг, К. Влияние на редкоземните елементи върху поведението на аустенитна стомана при високотемпературно окисление.Женг З., Уанг С., Лонг Дж., Уанг Дж. и Женг К. Влияние на редкоземните елементи върху поведението на аустенитна стомана при високотемпературно окисление. 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.Женг З., Уанг С., Лонг Дж., Уанг Дж. и Женг К. Влияние на редкоземните елементи върху поведението на аустенитни стомани при високотемпературно окисление.koros. науката. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние на Ce върху микроструктурата и свойствата на суперферитни неръждаеми стомани 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние на Ce върху микроструктурата и свойствата на суперферитни неръждаеми стомани 27Cr-3.8Mo-2Ni.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. и Sun S. Влияние на Se върху микроструктурата и свойствата на суперферитните 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. Влияние на Ce върху микроструктурата и свойствата на неръждаема стомана 27Cr-3.8Mo-2Ni. 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. Влияние на Ce върху микроструктурата и свойствата на суперферитна неръждаема стомана 27Cr-3,8Mo-2Ni.Железен знак. Steelmak 47, 67–76 (2020).