Благодарим ви, че посетихте Nature.com. Използвате версия на браузъра с ограничена поддръжка на CSS. За най-добро изживяване ви препоръчваме да използвате актуализиран браузър (или да деактивирате режима на съвместимост в Internet Explorer). Освен това, за да осигурим постоянна поддръжка, показваме сайта без стилове и JavaScript.
Показва карусел от три слайда едновременно. Използвайте бутоните „Предишна“ и „Следваща“, за да се придвижвате през три слайда едновременно, или използвайте плъзгачите в края, за да се придвижвате през три слайда едновременно.
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 обикновено се свързват с разрушаването на тези слоеве, но рядко с появата на повърхностни нееднородности, в зависимост от микроскопското ниво. В тази работа, наномащабната химическа повърхностна хетерогенност, открита чрез спектроскопска микроскопия и хемометричен анализ, неочаквано доминира в разрушаването и корозията на студено валцувана, модифицирана с церий супердуплексна неръждаема стомана 2507 (SDSS) по време на горещата ѝ деформация. Въпреки че рентгеновата фотоелектронна микроскопия показа относително равномерно покритие на естествения слой Cr2O3, пасивационните характеристики на студено валцуваната SDSS бяха лоши поради локалното разпределение на богатите на Fe3+ наноострови върху слоя Fe/Cr оксид. Това знание в атомен мащаб осигурява задълбочено разбиране на корозията на неръждаемата стомана и се очаква да помогне в борбата с корозията на подобни високолегирани метали.
След изобретяването на неръждаемата стомана, антикорозионните свойства на ферохрома се приписват на хрома, който образува силни оксиди/оксихидроксиди и проявява пасивиращо поведение в повечето среди. В сравнение с конвенционалните (аустенитни и феритни) неръждаеми стомани 1, 2, 3, супердуплексните неръждаеми стомани (SDSS) имат по-добра устойчивост на корозия и отлични механични свойства. 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, като по този начин разширява приложението му 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 се модифицира, за да подобри горепосочените характеристики. Например, модификацията Ce е въведена в SDSS 2507 (Ce-2507) с високо съдържание на азот6,7,8. Редкоземният елемент (Ce) в подходяща концентрация от 0,08 тегл.% има благоприятен ефект върху механичните свойства на DSS, тъй като подобрява рафинирането на зърната и якостта на границите на зърната. Подобряват се и устойчивостта на износване и корозия, якостта на опън и границата на провлачване, както и обработваемостта при горещо9. Големи количества азот могат да заместят скъпото никелово съдържание, което прави SDSS по-рентабилен10.
Наскоро SDSS беше пластично деформиран при различни температури (криогенни, студени и горещи), за да се постигнат отлични механични свойства6,7,8. Отличната корозионна устойчивост на SDSS, дължаща се на наличието на тънък оксиден филм на повърхността, обаче е повлияна от много фактори, като например присъща хетерогенност поради наличието на хетерогенни фази с различни граници на зърната, нежелани утайки и различна реакция. деформации на аустенитни и феритни фази7. Следователно, изучаването на микроскопските свойства на домейните на такива филми до ниво електронна структура става ключово за разбирането на корозията на SDSS и изисква сложни експериментални техники. Досега повърхностно чувствителните методи, като например Оже-електронна спектроскопия11 и рентгенова фотоелектронна спектроскопия12,13,14,15 и твърда рентгенова фотоемисионна микроскопия (HAX-PEEM)16, като цяло не успяват да открият химични разлики в повърхностните слоеве. Няколко скорошни проучвания корелират локализираното окисление на хрома с наблюдаваното корозионно поведение на аустенитни неръждаеми стомани17, мартензитни стомани18 и SDSS19,20. 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, които са наследили малък размер в резултат на термомеханична обработка, са в непосредствена близост едно до друго, но се различават по състав и окислително състояние16,21. Следователно, за да се открие напукване на оксидни филми и последващо точково образуване, е необходимо да се разбере повърхностната хетерогенност на микроскопично ниво. Въпреки тези изисквания, количествени оценки, като например латералната хетерогенност при окисление, особено за Fe в нано- и атомен мащаб, все още липсват и корелацията ѝ с корозионната устойчивост остава неизследвана. Доскоро химичното състояние на различни елементи, като Fe и Ca22, върху стоманени проби се характеризираше количествено с помощта на мека рентгенова фотоелектронна микроскопия (X-PEEM) в наноразмерни синхротронни лъчеви съоръжения. В комбинация с химически чувствителна рентгенова абсорбционна спектроскопия (XAS), X-PEEM позволява XAS измервания с висока пространствена и спектрална резолюция, предоставяйки химическа информация за състава на елементите и тяхното химично състояние с пространствена резолюция до двадесет и три нанометров мащаб. Това спектромикроскопско наблюдение на началото улеснява локалните химични наблюдения и може да демонстрира химични промени в пространството на железния слой, които не са били изследвани преди това.
Това изследване 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. То използва клъстерен K-means24 хемометричен подход за картографиране на глобалната химическа (хетеро)хомогенност на участващите елементи, чиито химични състояния са представени в статистическо представяне. За разлика от корозията, инициирана от разрушаването на хромовия оксиден филм в традиционния случай, по-малката пасивация и по-ниската устойчивост на корозия понастоящем се приписват на локализирани богати на Fe3+ наноострови близо до Fe/Cr оксидния слой, което може да има защитни свойства. Оксидът разрушава точковия филм 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 киселинен (pH = 1) воден разтвор на FeCl3 при стайна температура. Избраният електролит действа като силен окислител, характеризирайки склонността на пасивационния филм да се разрушава. Въпреки че материалът не претърпя стабилна точкова корозия при стайна температура, анализът даде представа за възможни събития на повреда и последваща корозия. Еквивалентната схема (фиг. 1d) беше използвана за напасване на спектъра на електрохимичната импедансна спектроскопия (EIS) и съответните резултати от напасването са показани в Таблица 1. Непълни полукръгове се появяват в обработени с разтвор и горещо обработени образци, докато компресирани полукръгове се появяват в студено валцувани аналози (фиг. 1b). В EIS спектроскопията радиусът на полукръга може да се разглежда като поляризационно съпротивление (Rp)25,26. Rp на обработената с разтвор ПИК в Таблица 1 е около 135 kΩ cm–2, но стойностите на горещодеформираната и студеновалцуваната ПИК са много по-ниски, съответно 34,7 и 2,1 kΩ cm–2. Това значително намаление на Rp показва вредния ефект на пластичната деформация върху пасивацията и корозионната устойчивост, както е показано в предишни доклади27,28,29,30.
a Диаграми на Найкуист, b, c Диаграми на Боде и фаза, и d съответстващи модели на еквивалентни схеми, 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 се извършват при потенциал на отворена верига.
Едновременните константи са показани на графиката на Боде, с плато във високочестотния диапазон, представляващо 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 максимум в относително широк честотен диапазон, а след това намалява (фиг. 1в). Въпреки това, и в трите случая този максимум е все още по-малък от 90°, което показва неидеално капацитивно поведение поради капацитивна дисперсия. По този начин, постоянният фазов елемент (CPE) на QCPE се използва за представяне на разпределенията на междуфазовия капацитет, произтичащи от грапавост или нееднородност на повърхността, особено в атомен мащаб, фрактална геометрия, порьозност на електрода, неравномерен потенциал и геометрия с формата на електродите31,32. CPE импеданс:
където j е имагинерното число, а ω е ъгловата честота. QCPE е честотно независима константа, която е пропорционална на ефективната отворена площ на електролита. n е безразмерно степенно число, описващо отклонението на кондензатора от идеалния капацитет, т.е. колкото по-близо е n до 1, толкова по-близо е CPE до чисто капацитивен, докато ако n е близо до нула, той изглежда резистивен. Малките отклонения на n, близки до 1, показват неидеално капацитивно поведение на повърхността след поляризационни тестове. QCPE на студено валцувания SDSS е значително по-висок от този на неговите аналози, 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 отлична корозионна устойчивост на SDSS поради наличието на пасивиращ защитен оксиден филм върху повърхността17. Такива пасивиращи филми обикновено са богати на Cr3+ оксиди и/или хидроксиди, главно в комбинация с Fe2+, Fe3+ оксиди и/или (окси)хидроксиди33. Въпреки еднаквата еднородност на повърхността, пасивиращия оксиден слой и липсата на наблюдавани повърхностни пукнатини според микроскопски измервания6,7, корозионното поведение на горещодеформираните и студеновалцуваните SDSS е различно, така че е необходимо задълбочено проучване на микроструктурните характеристики за деформация на стоманата.
Микроструктурата на деформираната неръждаема стомана беше количествено изследвана с помощта на собствени и синхротронни високоенергийни рентгенови лъчи (допълнителни фигури 1, 2). Подробен анализ е предоставен в допълнителната информация. Въпреки че има общ консенсус относно вида на основната фаза, бяха открити разлики в обемните фракции на фазите, които са изброени в допълнителна таблица 1. Тези разлики могат да се дължат на нехомогенни фазови фракции на повърхността и в обема, които са повлияни от различни дълбочини на детекция чрез рентгенова дифракция (XRD). ) с различни енергийни източници на падащи фотони34. Относително високите аустенитни фракции в студено валцувани образци, определени чрез XRD от лабораторен източник, показват по-добра пасивация и след това по-добра устойчивост на корозия35, докато по-точните и статистически резултати показват противоположни тенденции във фазовите фракции. 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 показаха по-зърнест характер, което е показателно за зърна с микронен размер, докато гладките пръстени, наблюдавани в студено валцуваните образци (Допълнителна фигура 3), бяха показателни за значително изтъняване на зърната до наноразмер в предишна работа. Това би трябвало да благоприятства образуването на пасивен филм и повишаването 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 химичното състояние на микродомейните на основните елементи бяха систематично изследвани с помощта на X-PEEM. Въпреки че има повече легиращи елементи, тук са избрани Cr, Fe, Ni и Ce39, тъй като Cr е ключовият елемент за образуване на пасивния филм, Fe е основният елемент за стоманата, а Ni подобрява пасивацията и балансира феритно-аустенитната фаза. Структурата и модификацията са целта на Ce. Чрез настройване на енергията на синхротронния лъч, XAS улови основните характеристики на Cr (L2.3 ръб), Fe (L2.3 ръб), Ni (L2.3 ръб) и Ce (M4.5 ръб) от повърхността. -2507 SDSS. Беше извършен подходящ анализ на данните чрез включване на енергийно калибриране с публикувани данни (напр. XAS върху Fe L2, 3 ребра40,41).
На фиг. Фигура 2 показва X-PEEM изображения на горещодеформиран (фиг. 2a) и студеновалцуван (фиг. 2d) Ce-2507 SDSS и съответните XAS Cr и Fe L2,3 ръбове на индивидуално маркирани позиции. L2,3 XAS ръбът изследва незаетите 3d състояния на електрони след фотовъзбуждане на нивата на спин-орбитално разделяне 2p3/2 (L3 ръб) и 2p1/2 (L2 ръб). Информация за валентното състояние на Cr е получена от рентгеноструктурен анализ на L2,3 ръба на фиг. 2b,d. Сравнението на връзките. 42, 43 показва, че близо до L3 ръба са наблюдавани четири пика A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV) и D (582.2 eV), отразяващи октаедрични Cr3+ йони, съответстващи на Cr2O3. Експерименталните спектри са в съответствие с теоретичните изчисления, както е показано в панели b и e, получени от множество изчисления на кристално 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 Термично изображение на горещоформован SDSS, получен с X-PEEM, съответстващ на ръб b Cr L2.3 и ръб c Fe L2.3, d Термично изображение на студеновалцован SDSS, съответстващ на ръб e Cr L2.3 и f Fe L2.3 от страна (e). XAS спектрите, нанесени на различни пространствени позиции, маркирани на термоизображенията (a, d) с оранжеви пунктирани линии в (b) и (e), представляват симулирани XAS спектри на Cr3+ със стойност на кристалното поле 2.0 eV. За X-PEEM изображенията се използва термична палитра за подобряване на 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 същото. Допълнителен чертеж. На фиг. 5-9 са показани X-PEEM изображения и съответните XAS спектри за Ni и Ce на различни позиции по повърхността на горещовалцувани и студеновалцувани образци. Ni XAS показва окислителното състояние на Ni2+ по цялата измерена повърхност на горещовалцувани и студеновалцувани образци (Допълнително обсъждане). Прави впечатление, че в случая на горещовалцувани образци, XAS сигналът на Ce не се наблюдава, докато спектърът на Ce3+ на студеновалцувани образци се наблюдава в една точка. Наблюдението на Ce петна в студеновалцувани проби показва, че Ce съществува главно под формата на утайки.
В термично деформиран SDSS не е наблюдавана локална структурна промяна в XAS на ръба Fe L2,3 (фиг. 2c). Въпреки това, както е показано на фиг. 2f, Fe матрицата микроскопски променя химичното си състояние в седем произволно избрани точки в студено валцувания SDSS. 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 с помощта на мултиплетни 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 комбинации 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 се изразява като 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 беше споменато в предишната работа, въпреки че съотношенията на интензитетите на двата са различни, тяхното съотношение на интензитетите eg/t2g е ≈1, докато в този случай наблюдаваното съотношение на интензитетите eg/t2g е около 1. Това изключва възможността в този случай да присъства само Fe3+. Разглеждайки случая на Fe3O4 с комбинации от Fe2+ и Fe3+, е известно, че по-слабата (силна) първа характеристика в L3 ръба на Fe показва по-малка (по-голяма) незаетост в t2g състояние. Това се отнася за Fe2+ (Fe3+), което показва увеличение на първия знак, показващо увеличение на съдържанието на Fe2+47. Тези резултати показват, че Fe2+ и γ-Fe2O3, α-Fe2O3 и/или Fe3O4 преобладават върху студено валцуваните повърхности на композитите.
Уголемени фотоемисионни електронни термични изображения на (a, c) и (b, d) XAS спектрите по ръба на Fe L2,3 при различни пространствени позиции в избрани области 2 и E на Фиг. 2d.
Получените експериментални данни (фиг. 4а и допълнителна фиг. 11) бяха нанесени графично и сравнени с тези на чисти съединения 40, 41, 48. По принцип, три различни типа експериментално наблюдавани Fe L-ръбови XAS спектри (XAS-1, XAS-2 и XAS-3: фиг. 4а) бяха наблюдавани на пространствено различни места. По-специално, спектър, подобен на 2-а (обозначен като XAS-1) на фиг. 3б, беше наблюдаван в цялата област на интерес, последван от 2-b спектър (обозначен като XAS-2), докато спектър, подобен на E-3, беше наблюдаван на фиг. 3d (обозначен като XAS-3) в определени локализирани места. Обикновено се използват четири параметъра за идентифициране на валентните състояния, присъстващи в пробата от сондата: (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 на повърхността на изследвания SDSS. Изчисленото съотношение на интензитета L2/L3 също показва наличието и на трите компонента.
a 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 Фиг. 3) в сравнение със симулирани XAS сравнителни спектри, октаедри Fe2+, Fe3+, стойности на кристалното поле съответно 1.0 eV и 1.5 eV, b–d Измерени експериментални данни (XAS-1, XAS-2, XAS-3) и съответстващи оптимизирани LCF данни (плътна черна линия), и сравнение 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 комбинация (LCF) на трите стандарта40,41,48. LCF беше приложена за три избрани Fe L-гранни XAS спектъра, показващи най-висок контраст, а именно XAS-1, XAS-2 и XAS-3, както е показано на Фиг. 4b–d. За LCF фитингите, 10% Fe0 беше взето предвид във всички случаи поради малкия ръб, който наблюдавахме във всички данни, и факта, че черните метали са 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.Всъщност, X-PEEM открива Fe (~6 nm)49 по-дълбоко от очакваната дебелина на оксидния слой (малко над 4 nm), което позволява откриване на сигнали 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. Фигура 4b показва комбинацията от Fe2+ и Fe3+ в XAS-1 спектъра, където пропорциите на Fe2+ и Fe3+ са близки, около 45%, което показва смесено окислително състояние на Fe. Докато за XAS-2 спектъра процентът на Fe2+ и Fe3+ става съответно ~30% и 60%. Съдържанието на Fe2+ е по-ниско от това на Fe3+. Съотношението Fe2+ към Fe3 от 1:2 означава, че Fe3O4 може да се образува при същото съотношение на Fe йони. В допълнение, за XAS-3 спектъра, процентите на Fe2+ и Fe3+ се промениха на ~10% и 80%, което показва по-висока конверсия 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+, XAS-3 спектрите са нанесени заедно с различни Fe3+ стандарти на Фиг. 4e, показвайки сходство с двата стандарта, когато се вземе предвид Пик B. Интензитетът на рамото (A: от Fe2+) и съотношението на интензитета B/A обаче показват, че спектърът на XAS-3 е близък, но не същият като този на γ-Fe2O3. В сравнение с обемния γ-Fe2O3, интензитетът на Fe2p XAS на пика A SDSS е малко по-висок (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 както в Oh, така и в Td позиции, идентифицирането на различни валентни състояния и координация само по L2,3 ръба или съотношението на интензитета L2/L3 все още е проблем. Това е повтаряща се тема на дискусия поради сложността на различните фактори, участващи в крайния спектър.
В допълнение към спектралната дискриминация на химичните състояния на избраните области от интерес, описани по-горе, глобалната химическа хетерогенност на ключовите елементи Cr и Fe беше оценена чрез класифициране на всички XAS спектри, получени върху повърхността на пробата, използвайки метода на клъстеризиране K-means. Профилите на ръбовете Cr L бяха зададени по такъв начин, че да образуват два оптимални клъстера, пространствено разпределени в горещодеформираните и студеновалцуваните образци, показани на Фиг. 5. Ясно е, че не са наблюдавани локални структурни промени, тъй като двата центроида на XAS Cr спектрите са много сходни. Тези спектрални форми на двата клъстера са почти идентични с тези, съответстващи на Cr2O342, което означава, че слоевете Cr2O3 са относително равномерно разпределени по SDSS.
a клъстер от K-means L-ръбови Cr области, b съответстващи XAS центроиди. Резултати от K-means X-PEEM сравнение на студено валцовани SDSS: c клъстери от K-means ръбови области на Cr L2,3 и d съответстващи XAS центроиди.
За да се илюстрира по-сложна карта на ръбовете на FeL, се използват четири и пет оптимизирани клъстера и свързаните с тях центроиди (спектрални разпределения) съответно за горещодеформирани и студеновалцувани образци. Следователно, процентът (%) на Fe2+ и Fe3+ може да се получи чрез регулиране на LCF, показан на Фиг. 4. Псевдоелектродният потенциал Epseudo като функция на Fe0 беше използван за разкриване на 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^ – \to\rm {Fe}^{2 + (3 + )}), което е съответно 0,440 и 0,036 V. Областите с по-нисък потенциал имат по-високо съдържание на Fe3+ съединения. Разпределението на потенциала в термично деформирана проба 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 промени, свързани с позицията, в подлежащата ламеларна вътрешност (фиг. 6b). Напротив, за комбинацията от 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 компоненти на корозията в стоманата и са пропускливи за кислород и вода50. В този случай може да се види, че островите, богати на Fe3+, са разпределени локално и могат да се считат за корозионни зони. В този случай градиентът в потенциалното поле, а не абсолютната стойност на потенциала, може да се разглежда като индикатор за локализацията на активни корозионни области51. Това нехомогенно разпределение на Fe2+ и Fe3+ върху повърхността на студено валцувания SDSS може да промени локалните химични свойства и да осигури по-ефективна повърхностна площ при напукване на оксидния филм и корозионни реакции, като по този начин позволява на подлежащата метална матрица непрекъснато да корозира, което води до вътрешна нехомогенност и намалява защитните характеристики на пасивиращия слой.
K-mean клъстери от Fe L2,3 ръбови области и съответстващи XAS центроиди за a–c горещодеформиран X-PEEM и d–f студеновалцуван SDSS. a, d K-means клъстерна диаграма, наслагвана върху X-PEEM изображението. Споменати са оценени псевдоелектродни потенциали (епсевдо) заедно с K-means клъстерни диаграми. Яркостта на X-PEEM изображение, като например цветът на Фиг. 2, е право пропорционална на интензитета на рентгеновото поглъщане.
Сравнително еднородният Cr, но различното химично състояние на Fe, води до различен произход на напукване на оксидния филм и модели на корозия в горещовалцувания и студеновалцувания Ce-2507. Това свойство на студеновалцувания Ce-2507 е добре известно. По отношение на образуването на оксиди и хидроксиди на Fe в атмосферния въздух, следните реакции са затворени в тази работа като неутрални реакции:
Въз основа на измерването на X-PEEM, горната реакция протича в следните случаи. 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 XAS на L края на Fe. Продължителното излагане на въздух ще доведе до образуването на Fe3O4 и/или Fe2O3 оксиди след Fe(OH)252,53. Два вида стабилно Fe, Fe3O4 и Fe2O3, също могат да се образуват в защитен слой, богат на Cr3+, където Fe3O4 предпочита еднородна и кохезионна структура. Наличието и на двата води до смесени окислителни състояния (XAS-1 спектър). XAS-2 спектърът съответства главно на Fe3O4. Докато XAS-3 спектрите, наблюдавани на няколко позиции, показват пълно превръщане в γ-Fe2O3. Тъй като разгънатите рентгенови лъчи имат дълбочина на проникване от приблизително 50 nm, сигналът от подлежащия слой води до по-висок интензитет на пика A.
XRD спектърът показва, че Fe компонентът в оксидния филм има слоеста структура, която е комбинирана със слоя Cr оксид. За разлика от пасивацията, характерна за корозията поради локална нееднородност на Cr2O317, въпреки равномерния слой Cr2O3 в това изследване, в този случай е наблюдавана ниска корозионна устойчивост, особено при студено валцувани проби. Наблюдаваното поведение може да се разбира като хетерогенност на химичното окислително състояние на горния слой (Fe), влияеща върху корозионните характеристики. Бавният пренос на метални или кислородни йони в решетката, дължащ се на еднаква стехиометрия на горния (Fe оксид) и долния слой (Cr оксид)52,53, води до по-добро взаимодействие (адхезия) между тях. Това от своя страна подобрява корозионната устойчивост. Следователно, непрекъснатата стехиометрия, т.е. едно окислително състояние на Fe, е за предпочитане пред резките стехиометрични промени. Термично деформираният SDSS има по-равномерна повърхност и по-плътен защитен слой, което осигурява по-добра корозионна устойчивост. Въпреки това, при студеновалцуваните SDSS, наличието на богати на Fe3+ островчета под защитния слой разрушава целостта на повърхността и причинява галванична корозия на близкия субстрат, което води до намаляване на Rp (Таблица 1) в EIS спектрите и неговата корозионна устойчивост. Следователно, локално разпределените островчета, богати на Fe3+ поради пластична деформация, влияят основно върху корозионната устойчивост, което е пробив в тази работа. Поради това, това изследване представя спектромикрографии на намаляването на корозионната устойчивост поради пластична деформация на изследваните SDSS проби.
Освен това, макар легирането с редкоземни елементи в двуфазните стомани да се представя по-добре, взаимодействието на този добавен елемент с отделната стоманена матрица по отношение на корозионното поведение остава неуловимо, въз основа на спектроскопските микроскопски наблюдения. Сигналът Ce (по M-ръба на XAS) се появява само на няколко позиции по време на студено валцуване, но изчезва по време на гореща деформация на SDSS, което показва локално отлагане на Ce в стоманената матрица, вместо хомогенно легиране. Въпреки че механичните свойства на SDSS не се подобряват6,7, наличието на REE намалява размера на включванията и се смята, че потиска образуването на корозия в началото54.
В заключение, тази работа разкрива ефекта на повърхностната хетерогенност върху корозията на 2507 SDSS, модифициран с церий, чрез количествено определяне на химичното съдържание на наноразмерни компоненти. Отговорихме на въпроса защо неръждаемата стомана корозира дори когато е покрита със защитен оксиден слой, като количествено изследвахме микроструктурата, химичното състояние на повърхностните характеристики и обработката на сигнала, използвайки K-means клъстеризация. Установено е, че богатите на Fe3+ острови, включително тяхната октаедрична и тетраедрична координация в цялата структура на смесения Fe2+/Fe3+, са източник на разрушаване на оксидния филм и източник на корозия на студено валцувани SDSS. Наноостровите, доминирани от Fe3+, водят до лоша корозионна устойчивост дори при наличие на достатъчен стехиометричен пасивиращ слой Cr2O3. В допълнение към методологичния напредък, постигнат при определяне на ефекта на наноразмерната химическа хетерогенност върху корозията, се очаква настоящата работа да вдъхнови инженерни процеси за подобряване на корозионната устойчивост на неръждаемите стомани по време на производството на стомана.
За да се приготвят блоковете Ce-2507 SDSS, използвани в това изследване, смесените компоненти, включително Fe-Ce мастер сплавта, запечатана с чисти железни тръби, бяха стопени в 150 kg средночестотна индукционна пещ за получаване на разтопена стомана и излята в леярски форми. Измерените химични състави (тегл. %) са изброени в Допълнителна таблица 2. Блокът първо се формова на горещо в блокове. След това стоманата се отгрява при 1050°C в продължение на 60 минути до твърд разтвор и след това се закалява 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) се обработват за горещо пресоване с оста на цилиндъра, успоредна на посоката на деформация на блока. Високотемпературното компресиране е извършено при постоянна скорост на деформация в диапазона 0,01-10 s-1 при различни температури в диапазона 1000-1150°C, като се използва термичен симулатор Gleeble-3800. Преди деформация пробите се нагряват при избраната температура със скорост 10 °C s-1 за 2 минути, за да се елиминира температурният градиент. След постигане на температурна равномерност, пробите се деформират до истинска стойност на деформация от 0,7. След деформацията, те незабавно се закаляват с вода, за да се запази деформираната структура. След това закалените образци се режат успоредно на посоката на компресия. За това конкретно изследване избрахме образец, термично деформиран при 1050°C, 10 s-1, поради по-високата наблюдавана микротвърдост в сравнение с други образци7.
Обемни (80 × 10 × 17 mm3) проби от твърдия разтвор Ce-2507 бяха тествани на трифазна асинхронна двувалкова деформационна машина LG-300, която осигури най-добрите механични свойства сред всички други класове деформация6. Скоростта на деформация и намаляването на дебелината бяха съответно 0,2 m·s-1 и 5% за всеки път.
За електрохимично измерване на SDSS след студено валцоване до 90% намаляване на дебелината (1,0 еквивалентно истинско напрежение) и горещо пресоване до 0,7 истинско напрежение при 1050 oC и 10 s-1 беше използвана електрохимична работна станция Autolab PGSTAT128N. 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 стените на които бяха запоени медни проводници. След това пробата беше залята с епоксидна смола, оставяйки работна отворена площ от 1 cm2 като работен електрод (долната повърхност на цилиндричната проба). Бъдете внимателни по време на втвърдяването на епоксидната смола и по време на последващото шлайфане и полиране, за да избегнете напукване. Работната повърхност се шлифова и полира с диамантена полираща суспензия с размер на частиците 1 микрон, почиства се с дестилирана вода и етанол и се суши 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 с HCl до pH = 1,0 ± 0,01, е използван за ускоряване на корозията на неръждаема стомана55, тъй като тя се намира в агресивни среди, където присъстват хлоридни йони със силна окислителна способност и ниско pH, както е посочено в ASTM. Предложените стандарти са G48 и A923. Пробите са потопени в тестовия разтвор за 1 час преди да се направят каквито и да е измервания, за да се достигне състояние, близко до стационарно. За твърд разтвор, горещо обработени и студено валцувани образци, честотният диапазон на измерване на импеданса е 1 × 105 ~ 0,1 Hz, а потенциалът на отворена верига (OPS) е 5 mV, което е съответно 0,39, 0,33 и 0,25 VSCE. Всеки електрохимичен тест на всяка проба е повторен поне три пъти при същите условия, за да се осигури възпроизводимост на данните.
За HE-SXRD измервания, правоъгълни дуплексни стоманени блокове с размери 1 × 1 × 1,5 mm3 бяха измерени на високоенергийна линия на Brockhouse wiggler в CLS, Канада, за да се определи количествено фазовият състав. Събирането на данни беше извършено при стайна температура в геометрия на Дебай-Шерер или транспортна геометрия. Дължината на вълната на рентгеновите лъчи, калибрирани към калибранта 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 е поставена 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. Всяка от тези данни е събрана с помощта на площен детектор Perkin Elmer, плосък рентгенов детектор, 200 µm пиксела, 40 × 40 cm2, с време на експозиция от 0,3 секунди и 120 кадъра.
X-PEEM измерванията на две избрани моделни системи бяха проведени в крайната PEEM станция на линията Beamline MAXPEEM 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 лъча се получава чрез измерване на спектъра на йонния изход от N 1 ​​s до 1\(\pi _g^ \ast\) на областта на възбуждане с hv = 401 eV в N2 и зависимостта на енергията на фотона от E3/2.57. Спектралното напасване даде ΔE (спектрална ширина на линията) ~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通过使用改进的SX-700 单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于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 通过 改进 的 SX-700单色器 和 SI 1200 线 mm-1 光栅 于 Fe 2P 2P 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 и Si решетка с 1200 линии, 3, Cr ръб 2p L2.3, Ni ръб 2p L2.3 и Ce ръб M4.5.Разширете енергията на фотоните на стъпки от 0,2 eV. При всяка енергия, PEEM изображенията бяха записани с помощта на TVIPS F-216 CMOS детектор с 2 x 2 binning оптична връзка, осигуряваща 1024 × 1024 пиксела в зрително поле 20 µm. Времето на експозиция на изображенията е 0,2 секунди, средно 16 кадъра. Енергията на фотоелектронното изображение е избрана по такъв начин, че да осигури максимален вторичен електронен сигнал. Всички измервания се извършват при нормално падане на линейно поляризиран фотонен лъч. За повече информация относно измерванията вижте предишно проучване58. След изучаване на режима на детекция с общ електронен добив (TEY)59 и неговото приложение в X-PEEM, дълбочината на детекция на този метод е оценена на ~4–5 nm за Cr сигнала и ~6 nm за Fe сигнала. Дълбочината на Cr е много близка до дебелината на оксидния филм (~4 nm)60,61, докато дълбочината на Fe е по-голяма от дебелината на оксидния филм. XAS, събран близо до ръба на FeL, е смес от XAS на железен оксид и FeO от матрицата. В първия случай интензитетът на емитираните електрони се дължи на всички възможни видове електрони, допринасящи за TEY. Сигналът от чисто желязо обаче изисква по-висока кинетична енергия, за да преминат електроните през оксидния слой, да достигнат повърхността и да бъдат събрани от анализатора. В този случай сигналът от Fe0 се дължи главно на LVV Оже електрони и вторични електрони, емитирани от тях. Освен това, интензитетът на TEY, допринесен от тези електрони, намалява по време на пътя на излизане на електрона49, което допълнително намалява спектралната сигнатура на Fe0 в XAS картата на желязото.
Интегрирането на извличането на данни в кубове от данни (X-PEEM данни) е ключова стъпка за извличане на съответна информация (химични или физични свойства) по многомерен начин. K-means клъстеризацията се използва широко в няколко области, включително машинно зрение, обработка на изображения, разпознаване на образи без наблюдение, изкуствен интелект и класификационен анализ24. Например, K-means клъстеризацията се прилага добре за клъстериране на хиперспектрални данни от изображения62. По принцип, за многообектни данни, K-means алгоритъмът може лесно да ги групира според информацията за техните атрибути (характеристики на фотонната енергия). K-means клъстеризацията е итеративен алгоритъм за разделяне на данни в 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 се състои от две стъпки: първата стъпка изчислява K центроидите, а втората стъпка присвоява всяка точка на клъстер със съседни центроиди. Центърът на тежестта на клъстер се определя като средноаритметична стойност на точките от данни (XAS спектри) на този клъстер. Съществуват различни разстояния за определяне на съседните центроиди като евклидови разстояния. За входно изображение с px,y (x и y са резолюция 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 клъстеризиране K-means са:
Стъпка 2. Изчислете степента на принадлежност 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 клъстерите са силно корелирани с оптималния избор на начални центроиди63. 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 енергийния спектрален режим на фотоните. Алгоритъмът K-means беше използван 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-добрия центроид (XAS спектрална крива) за всеки аналит (клъстер). Той се използва за изучаване на пространственото разпределение, локалните спектрални промени, окислителното поведение и химичното състояние. Например, алгоритъмът за клъстериране K-means беше използван за области с L-ръб на Fe и L-ръб на Cr в горещодеформиран и студеновалцуван X-PEEM. Различен брой K-клъстери (микроструктурни региони) бяха тествани, за да се намерят най-добрите клъстери и центроиди. Когато графиката се покаже, пикселите се преназначават към правилните центроиди на клъстера. Всяко разпределение на цветовете съответства на центъра на клъстера, показвайки пространственото разположение на химичните или физичните обекти. Извлечените центроиди са линейни комбинации от чисти спектри.
Данните, подкрепящи резултатите от това проучване, са достъпни от съответния автор на WC при разумно искане.
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.проект. фрактал. 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 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органична酸和Органична酸/хлорирана среда的耐而性性。.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.антикорозионно. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. Корозионно-окислителни свойства 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. E3S уебинар. 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. и Utaisansuk, V. Изследване на поведението при гореща деформация на дуплексна неръждаема стомана тип 2507. Метал.алма матер. транс. A 48, 95–108 (2017).
Джоу, Т. и др. Влияние на контролираното студено валцуване върху микроструктурата и механичните свойства на модифицирана с церий супердуплексна неръждаема стомана SAF 2507. Алма матер. Научен проект. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Структура и механични свойства на модифицирана с церий супердуплексна неръждаема стомана SAF 2507, индуцирана от гореща деформация. 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.корозия. науката. 164, 108359 (2020).