Ви благодариме што ја посетивте Nature.com. Верзијата на прелистувачот што ја користите има ограничена поддршка за CSS. За најдобро искуство, препорачуваме да користите ажуриран прелистувач (или да го оневозможите режимот на компатибилност во Internet Explorer). Во меѓувреме, за да обезбедиме континуирана поддршка, ќе ја прикажеме страницата без стилови и JavaScript.
Широко користениот не'рѓосувачки челик и неговите ковани верзии се отпорни на корозија во амбиентални услови поради слојот за пасивација што се состои од хром оксид. Корозијата и ерозијата на челикот традиционално се поврзуваат со уништувањето на овие слоеви, но ретко на микроскопско ниво, во зависност од потеклото на нехомогеноста на површината. Во оваа работа, наноскалната хемиска хетерогеност на површината откриена со спектроскопска микроскопија и хемометриска анализа неочекувано доминира во распаѓањето и корозијата на ладно валан супер дуплекс не'рѓосувачки челик 2507 (SDSS) модифициран со цериум за време на неговото однесување на топла деформација. Од друга страна. Иако рендгенската фотоелектронска микроскопија покажа релативно униформна покриеност на природниот слој Cr2O3, ладно валаниот SDSS покажа слаби резултати од пасивацијата поради локализираната дистрибуција на наноострови богати со Fe3+ на слојот од Fe/Cr оксид. Ова знаење на атомско ниво обезбедува длабоко разбирање на корозијата од не'рѓосувачки челик и се очекува да помогне во борбата против корозијата на слични високолегирани метали.
Од пронаоѓањето на не'рѓосувачкиот челик, отпорноста на корозија на ферохром легурите се припишува на хромот, кој формира силен оксид/оксихидроксид кој покажува пасивирачко однесување во повеќето средини. Во споредба со конвенционалните (аустенитни и феритни) не'рѓосувачки челици, супердуплекс не'рѓосувачките челици (SDSS) со подобра отпорност на корозија имаат супериорни механички својства1,2,3. Зголемената механичка цврстина овозможува полесни и покомпактни дизајни. Спротивно на тоа, економичниот SDSS има висока отпорност на вдлабнатинска и пукнатинска корозија, што резултира со подолг работен век и пошироки примени во контролата на загадувањето, хемиските контејнери и нафтената и гасната индустрија на море4. Сепак, тесниот опсег на температури на термичка обработка и слабата способност за обликување го попречуваат неговиот широк практичен примена. Затоа, SDSS е модифициран за да се подобрат горенаведените својства. На пример, модификацијата со Ce и високите додатоци на N6, 7, 8 беа воведени во 2507 SDSS (Ce-2507). Соодветна концентрација од 0,08 теж.% редок земски елемент (Ce) има корисен ефект врз механичките својства на DSS, бидејќи ја подобрува рафинираноста на зрната и цврстината на границата на зрната. Отпорноста на абење и корозија, цврстината на истегнување и границата на истегнување, како и обработливоста при топла вода се исто така подобрени9. Големите количини на азот можат да ја заменат скапата содржина на никел, што го прави SDSS поекономичен10.
Неодамна, SDSS е пластично деформиран на различни температури (ниска температура, ладна и топла) за да се постигнат одлични механички својства6,7,8. Сепак, одличната отпорност на корозија на SDSS се должи на присуството на тенок оксиден филм на површината, на кој влијаат многу фактори, како што се присуството на многу фази со различни граници на зрната, несакани талози и различни реакции. Внатрешната нехомогена микроструктура на различни аустенитни и феритни фази е деформирана7. Затоа, проучувањето на својствата на микродоменот на таквите филмови на ниво на електронската структура е од клучно значење за разбирање на корозијата на SDSS и бара сложени експериментални техники. Досега, методите чувствителни на површина, како што се Ожеровата електронска спектроскопија11 и Х-зрачната фотоелектронска спектроскопија12,13,14,15, како и тврдиот Х-зрачен фотоелектронски фотоелектронски систем, ги разликуваат, но честопати не успеваат да ги одвојат, хемиските состојби на истиот елемент во различни точки во просторот на наноскала. Неколку неодамнешни студии ја поврзаа локалната оксидација на хром со набљудуваното однесување на корозија кај 17 аустенитни не'рѓосувачки челици, 18 мартензитни не'рѓосувачки челици и SDSS 19, 20. Сепак, овие студии главно се фокусираа на ефектот на хетерогеноста на Cr (на пр., оксидациска состојба на Cr3+) врз отпорноста на корозија. Латералната хетерогеност во оксидациските состојби на елементите може да биде предизвикана од различни соединенија со исти составни елементи, како што се железни оксиди. Овие соединенија наследуваат термомеханички обработена мала големина блиску една до друга, но се разликуваат по состав и оксидациска состојба16,21. Затоа, откривањето на уништувањето на оксидните филмови, а потоа и вдлабнувањето, бара разбирање на површинската нехомогеност на микроскопско ниво. И покрај овие барања, квантитативните проценки како што е хетерогеноста на латералната оксидација, особено на железото на нано/атомска скала, сè уште недостасуваат и нивното значење за отпорноста на корозија останува неистражено. До неодамна, хемиската состојба на различни елементи, како што се Fe и Ca, беше квантитативно опишана на примероци од челик со употреба на мека рендгенска фотоелектронска микроскопија (X-PEEM) во наноскални постројки за синхротронско зрачење. Во комбинација со хемиски чувствителни техники на рендгенска апсорпциона спектроскопија (XAS), X-PEEM овозможува мерење на XAS со висока просторна и спектрална резолуција, обезбедувајќи хемиски информации за елементарниот состав и неговата хемиска состојба со просторна резолуција до нанометарска скала 23. Ова спектроскопско набљудување на местото на иницијација под микроскоп ги олеснува локалните хемиски експерименти и може просторно да демонстрира претходно неистражени хемиски промени во слојот Fe.
Оваа студија ги проширува предностите на PEEM во откривањето на хемиски разлики на наноскала и претставува проницлив метод на површинска анализа на атомско ниво за разбирање на однесувањето на корозија на Ce-2507. Таа користи хемометриски податоци од кластерот K-means24 за да го мапира глобалниот хемиски состав (хетерогеност) на вклучените елементи, при што нивните хемиски состојби се претставени во статистичка претстава. За разлика од конвенционалната корозија предизвикана од распаѓање на филмот од хром оксид, моменталната слаба пасивација и слабата отпорност на корозија се припишуваат на локализирани наноострови богати со Fe3+ во близина на слојот од Fe/Cr оксид, што може да биде напад од страна на заштитниот оксид. Тој формира филм на место и предизвикува корозија.
Корозивното однесување на деформираниот SDSS 2507 прво беше оценето со помош на електрохемиски мерења. На сл. 1 се прикажани кривите на Најквист и Боде за избрани примероци во кисели (pH = 1) водни раствори на FeCl3 на собна температура. Избраниот електролит делува како силен оксидирачки агенс, карактеризирајќи ја тенденцијата на пасивациониот филм да се распаѓа. Иако материјалот не претрпел стабилно вдлабнување на собна температура, овие анализи дадоа увид во потенцијалните настани на дефект и посткорозивните процеси. Еквивалентното коло (сл. 1d) беше искористено за да се вклопат спектрите на електрохемиската импедансна спектроскопија (EIS), а соодветните резултати од вклопувањето се прикажани во Табела 1. Нецелосни полукружници се појавија при тестирање на примероците третирани со раствор и топло обработени, додека соодветните компресирани полукружници беа ладно валани (сл. 1b). Во EIS спектарот, радиусот на полукружницата може да се смета за отпорност на поларизација (Rp)25,26. Rp на SDSS третиран со раствор во Табела 1 е околу 135 kΩ cm-2, меѓутоа за топло обработен и ладно валан SDSS можеме да видиме многу пониски вредности од 34,7 и 2,1 kΩ cm-2 соодветно. Ова значително намалување на Rp укажува на штетен ефект на пластичната деформација врз пасивацијата и отпорноста на корозија, како што е прикажано во претходните извештаи 27, 28, 29, 30.
a Најквист, b, c Бодеова импеданса и фазни дијаграми, и еквивалентен модел на коло за d, каде што RS е отпорноста на електролитот, Rp е отпорноста на поларизацијата, а QCPE е оксидот на константниот фазен елемент што се користи за моделирање на неидеалната капацитивност (n). EIS мерењата се извршени при потенцијал без оптоварување.
Константите од прв ред се прикажани на Бодеовиот дијаграм, а платото на висока фреквенција го претставува отпорот на електролитот RS26. Како што се намалува фреквенцијата, импедансата се зголемува и се наоѓа негативен фазен агол, што укажува на доминација на капацитивноста. Фазниот агол се зголемува, задржувајќи ја својата максимална вредност во релативно широк фреквентен опсег, а потоа се намалува (Сл. 1в). Сепак, во сите три случаи оваа максимална вредност е сè уште помала од 90°, што укажува на неидеално капацитивно однесување поради капацитивна дисперзија. Така, елементот на константна фаза QCPE (CPE) се користи за да ја претстави распределбата на меѓуфазниот капацитивност добиена од грубоста или нехомогеноста на површината, особено во однос на атомската скала, фракталната геометрија, порозноста на електродата, нерамномерниот потенцијал и распределбата на струјата зависна од површината. Геометрија на електродата31,32. CPE импеданса:
каде што j е имагинарниот број, а ω е аголната фреквенција. QCPE е фреквентно независна константа пропорционална на активната отворена површина на електролитот. n е бездимензионален број на моќност што го опишува отстапувањето од идеалното капацитивно однесување на кондензаторот, т.е. колку е n поблиску до 1, толку е CPE поблиску до чистата капацитивност, а ако n е блиску до нула, тоа е отпор. Мало отстапување од n, блиску до 1, укажува на неидеално капацитивно однесување на површината по тестирањето на поларизација. QCPE на ладно валан SDSS е многу повисок од слични производи, што значи дека квалитетот на површината е помалку униформен.
Во согласност со повеќето својства на отпорност на корозија на не'рѓосувачките челици, релативно високата содржина на Cr во SDSS генерално резултира со супериорна отпорност на корозија на SDSS поради присуството на пасивен заштитен оксиден филм на површината17. Овој пасивирачки филм е обично богат со Cr3+ оксиди и/или хидроксиди, главно интегрирајќи Fe2+, Fe3+ оксиди и/или (окси)хидроксиди33. И покрај истата униформност на површината, пасивирачкиот оксиден слој и отсуството на видливо оштетување на површината, како што е утврдено со микроскопски слики,6,7, однесувањето на корозија на топло обработениот и ладно валани SDSS е различно и затоа бара длабинско проучување на деформациската микроструктура и структурните карактеристики на челикот.
Микроструктурата на деформираниот не'рѓосувачки челик беше квантитативно испитана со употреба на внатрешни и синхротронски високоенергетски Х-зраци (Дополнителни слики 1, 2). Детална анализа е дадена во Дополнителните информации. Иако тие во голема мера одговараат на типот на главната фаза, пронајдени се разлики во фракциите на волуменот на фазата, кои се наведени во Дополнителната табела 1. Овие разлики можат да бидат поврзани со нехомогени фазни фракции на површината, како и со волуметриски фазни фракции извршени на различни длабочини. детекција со дифракција на Х-зраци. (XRD) со различни извори на енергија на инцидентни фотони. Релативно поголемиот дел од аустенит во ладно валани примероци, определен со XRD од лабораториски извор, укажува на подобра пасивација и последователно подобра отпорност на корозија35, додека поточните и статистички резултати укажуваат на спротивни трендови во пропорциите на фазите. Покрај тоа, отпорноста на корозија на челикот зависи и од степенот на рафинирање на зрната, намалувањето на големината на зрната, зголемувањето на микродеформациите и густината на дислокациите што се јавуваат за време на термомеханичкиот третман36,37,38. Топло обработените примероци покажуваат позрнеста природа, што укажува на зрна со големина на микрон, додека мазните прстени забележани кај ладно валаните примероци (Дополнителна слика 3) укажуваат на значително рафинирање на зрната до наноскала во претходната работа6, што треба да придонесе за пасивација на филм и зголемување на отпорноста на корозија. Повисоката густина на дислокации обично се поврзува со помала отпорност на вдлабнатини, што добро се совпаѓа со електрохемиските мерења.
Промените во хемиските состојби на микродомените на елементарните елементи се систематски проучени со употреба на X-PEEM. И покрај изобилството на легирачки елементи, тука беа избрани Cr, Fe, Ni и Ce39, бидејќи Cr е клучен елемент за формирање на пасивациски филм, Fe е главен елемент во челикот, а Ni ја подобрува пасивацијата и ја балансира феритно-аустенитната фазна структура и целта на модификацијата на Ce. Со прилагодување на енергијата на синхротронското зрачење, RAS беше обложен од површината со главните карактеристики на Cr (раб L2.3), Fe (раб L2.3), Ni (раб L2.3) и Ce (раб M4.5). топло обликување и ладно валање Ce-2507 SDSS. Соодветна анализа на податоците беше извршена со вклучување на енергетска калибрација со објавени податоци (на пр. XAS 40, 41 на Fe L2, 3 рабови).
На сл. 2 се прикажани X-PEEM слики од топло обработен (сл. 2а) и ладно валан (сл. 2д) Ce-2507 SDSS и соодветните XAS рабови на Cr и Fe L2,3 на индивидуално обележани локации. L2,3 работ на XAS ги испитува неокупираните 3d состојби по фотоексцитација на електрони на нивоата на разделување на спин-орбитата 2p3/2 (L3 работ) и 2p1/2 (L2 работ). Информациите за валентната состојба на Cr се добиени од XAS на L2,3 работ на сл. 2б, e. Споредбата со судиите. 42,43 покажа дека се забележани четири врвови во близина на L3 работ, именувани A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) и D (582,2 eV), кои одразуваат октаедарски Cr3+, што одговара на јонот Cr2O3. Експерименталните спектри се согласуваат со теоретските пресметки прикажани во панелите b и e, добиени од повеќекратни пресметки на кристалното поле на интерфејсот Cr L2.3 со користење на кристално поле од 2,0 eV44. И двете површини на топло обработениот и ладно валани SDSS се обложени со релативно униформен слој на Cr2O3.
X-PEEM термичка слика на термички деформиран SDSS што одговара на работ b Cr L2.3 и работ c Fe L2.3, d X-PEEM термичка слика на ладно валан SDSS што одговара на работ e Cr L2.3 и страната f Fe L2.3 (f). XAS спектрите се прикажани на различни просторни позиции означени на термичките слики (a, d), портокаловите испрекинати линии во (b) и (e) ги претставуваат симулираните XAS спектри на Cr3+ со вредност на кристалното поле од 2,0 eV. За X-PEEM слики, користете термичка палета за да ја подобрите читливоста на сликата, каде што боите од сина до црвена се пропорционални на интензитетот на апсорпција на Х-зраци (од ниска до висока).
Без оглед на хемиската средина на овие метални елементи, хемиската состојба на додатоците на легирачките елементи Ni и Ce за двата примерока остана непроменета. Дополнителен цртеж. Сликите 5-9 прикажуваат X-PEEM слики и соодветни XAS спектри за Ni и Ce на различни позиции на површината на топло обработени и ладно валани примероци. Ni XAS ги покажува оксидациските состојби на Ni2+ на целата измерена површина на топло обработени и ладно валани примероци (Дополнителна дискусија). Треба да се напомене дека, во случај на топло обработени примероци, XAS сигналот на Ce не беше забележан, додека во случај на ладно валани примероци, беше забележан спектарот на Ce3+. Набљудувањето на Ce точки во ладно валани примероци покажа дека Ce главно се појавува во форма на талог.
Во термички деформираниот SDSS, не е забележана локална структурна промена во XAS на работ на Fe L2,3 (сл. 2c). Сепак, Fe матрицата микрорегионално ја менува својата хемиска состојба на седум случајно избрани точки на ладно валаниот SDSS, како што е прикажано на сл. 2f. Дополнително, за да се добие точна претстава за промените во состојбата на Fe на избраните локации на сл. 2f, беа извршени локални површински студии (сл. 3 и дополнителна сл. 10) во кои беа избрани помали кружни региони. XAS спектрите на работ на Fe L2,3 на α-Fe2O3 системите и октаедарските оксиди на Fe2+ беа моделирани со повеќекратни пресметки на кристалното поле користејќи кристални полиња од 1,0 (Fe2+) и 1,0 (Fe3+)44. Забележуваме дека α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имаат различни локални симетрии45,46, Fe3O4 има комбинација од Fe2+ и Fe3+,47 и FeO45 како формално двовалентен Fe2+ оксид (3d6). Забележуваме дека α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имаат различни локални симетрии45,46, Fe3O4 има комбинација од Fe2+ и Fe3+,47, и FeO45 како формално двовалентен Fe2+ оксид (3d6).Забележете дека α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имаат различни локални симетрии45,46, Fe3O4 ги комбинира и Fe2+ и Fe3+,47 и FeO45 во форма на формално двовалентен оксид Fe2+ (3d6).Забележете дека α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имаат различни локални симетрии45,46, Fe3O4 има комбинација од Fe2+ и Fe3+,47 и FeO45 делува како формален двовалентен Fe2+ оксид (3d6). Сите Fe3+ јони во α-Fe2O3 имаат само Oh позиции, додека γ-Fe2O3 обично е претставен со Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 шпинел со празни места во eg позициите. Затоа, Fe3+ јоните во γ-Fe2O3 имаат и Td и Oh позиции. Како што е споменато во претходен труд,45 иако односот на интензитетот на двата е различен, нивниот однос на интензитет eg/t2g е ≈1, додека во овој случај набљудуваниот однос на интензитет eg/t2g е околу 1. Ова ја исклучува можноста дека во сегашната ситуација е присутен само Fe3+. Разгледувајќи го случајот на Fe3O4 со Fe2+ и Fe3+, првата карактеристика за која се знае дека има послаб (посилен) L3 раб за Fe укажува на помала (поголема) неокупирана состојба t2g. Ова важи за Fe2+ (Fe3+), што покажува дека првата карактеристика на зголемувањето укажува на зголемување на содржината на Fe2+47. Овие резултати покажуваат дека коегзистенцијата на Fe2+ и γ-Fe2O3, α-Fe2O3 и/или Fe3O4 доминира на ладно валаната површина на композитите.
Зголемени фотоелектронски термички слики од XAS спектрите (a, c) и (b, d) кои го преминуваат работ на Fe L2,3 на различни просторни позиции во рамките на избраните региони 2 и E на сликите 2d.
Добиените експериментални податоци (Сл. 4а и Дополнителна Сл. 11) се прикажани графички и споредени со податоците за чистите соединенија 40, 41, 48. Три различни типови на експериментално набљудувани Fe L-рабови XAS спектри (XAS-1, XAS-2 и XAS-3: Сл. 4а). Особено, спектарот 2-a (означен како XAS-1) на Сл. 3б проследен со спектарот 2-b (означен со XAS-2) беше забележан во целата област на детекција, додека спектрите како E-3 беа забележани на слика 3д (означени со XAS-3) беа забележани на специфични локации. Како по правило, четири параметри беа користени за да се идентификуваат постојните валентни состојби во примерокот што се испитуваше: (1) спектрални карактеристики L3 и L2, (2) енергетски позиции на карактеристиките L3 и L2, (3) енергетска разлика L3-L2, (4) однос на интензитет L2/L3. Според визуелните набљудувања (сл. 4а), сите три компоненти на Fe, имено Fe0, Fe2+ и Fe3+, се присутни на површината на SDSS што се испитува. Пресметаниот сооднос на интензитет L2/L3 исто така укажува на присуство на сите три компоненти.
Симулирани XAS спектри на Fe со набљудувани три различни експериментални податоци (непрекинатите линии XAS-1, XAS-2 и XAS-3 одговараат на 2-a, 2-b и E-3 на Сл. 2 и 3) Споредба, октаедри Fe2+, Fe3+ со вредности на кристалното поле од 1,0 eV и 1,5 eV, соодветно, експерименталните податоци мерени со bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) и соодветните оптимизирани LCF податоци (непрекината црна линија), а исто така и во форма на XAS-3 спектри со стандарди од Fe3O4 (мешана состојба на Fe) и Fe2O3 (чист Fe3+).
За квантифицирање на составот на железен оксид беше користено линеарно комбинирано вклопување (LCF) од трите стандарди 40, 41, 48. LCF беше имплементиран за три избрани Fe L-рабови XAS спектри кои покажуваат највисок контраст, имено XAS-1, XAS-2 и XAS-3, како што е прикажано на Сл. 4b–d. За LCF фитинзи, 10% Fe0 беше земен предвид во сите случаи поради фактот што забележавме мала граница во сите податоци, а исто така и поради фактот што металното железо е главната компонента на челикот. Всушност, длабочината на тестирање на X-PEEM за Fe (~6 nm)49 е поголема од проценетата дебелина на оксидацискиот слој (малку > 4 nm), овозможувајќи детекција на сигнал од железната матрица (Fe0) под слојот за пасивација. Всушност, длабочината на тестирање на X-PEEM за Fe (~6 nm)49 е поголема од проценетата дебелина на оксидацискиот слој (малку > 4 nm), овозможувајќи детекција на сигнал од железната матрица (Fe0) под слојот за пасивација. Дејствительно, пробная глубина X-PEEM за Fe (~ 6 nm) 49 повеќе, ако предполагамемая толщина сля окисления (немного > 4 nm), што ќе позволяет поднаружить сигнал од железнички (Free) слоем. Всушност, длабочината на сондата X-PEEM за Fe (~6 nm)49 е поголема од претпоставената дебелина на оксидацискиот слој (малку >4 nm), што овозможува да се детектира сигналот од железната матрица (Fe0) под пасивациониот слој.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 厚溦 略 略 厚扱度 略 略 4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Фактически, глубина обнаруженија Fe (~ 6 nm) 49 со помош на X-PEEM повеќе, ако се предлагаме со толщина оксидна слова (нема > 4 nm), што може да го обнови сигналот на железничката F0) пассивирующего слоя. Всушност, длабочината на детекција на Fe (~6 nm) 49 со X-PEEM е поголема од очекуваната дебелина на оксидниот слој (малку > 4 nm), што овозможува детекција на сигналот од железната матрица (Fe0) под слојот на пасивација. .Различни комбинации на Fe2+ и Fe3+ беа извршени за да се пронајде најдоброто можно решение за набљудуваните експериментални податоци. На сл. 4б е прикажан XAS-1 спектарот за комбинацијата на Fe2+ и Fe3+, каде што пропорциите на Fe2+ и Fe3+ беа слични за околу 45%, што укажува на мешани оксидациски состојби на Fe. Додека за XAS-2 спектарот, процентот на Fe2+ и Fe3+ станува ~30% и 60%, соодветно. Fe2+ е помал од Fe3+. Односот на Fe2+ спрема Fe3, еднаков на 1:2, значи дека Fe3O4 може да се формира при ист однос помеѓу Fe јоните. Покрај тоа, за XAS-3 спектарот, процентот на Fe2+ и Fe3+ станува ~10% и 80%, што укажува на поголема конверзија на Fe2+ во Fe3+. Како што споменавме погоре, Fe3+ може да потекнува од α-Fe2O3, γ-Fe2O3 или Fe3O4. За да се разбере најверојатниот извор на Fe3+, спектарот на XAS-3 беше прикажан со различни Fe3+ стандарди на Слика 4e, покажувајќи сличност со двата стандарди кога се разгледува врвот Б. Сепак, интензитетот на врвовите на рамото (A: од Fe2+) и односот на интензитет B/A укажуваат на тоа дека спектарот на XAS-3 е близок, но не се совпаѓа со спектарот на γ-Fe2O3. Во споредба со волуменскиот γ-Fe2O3, врвот Fe2p XAS на A SDSS има малку поголем интензитет (Слика 4e), што укажува на поголем интензитет на Fe2+. Иако спектарот на XAS-3 е сличен на оној на γ-Fe2O3, каде што Fe3+ е присутен на позициите Oh и Td, идентификацијата на различни валентни состојби и координацијата само по работ L2,3 или односот на интензитет L2/L3 останува предмет на тековна дискусија поради сложеноста на различните фактори што влијаат на конечниот спектар41.
Покрај спектралните разлики во хемиската состојба на избраните региони од интерес опишани погоре, глобалната хемиска хетерогеност на клучните елементи Cr и Fe беше оценета и со класификација на сите XAS спектри добиени на површината на примерокот со користење на методот на групирање K-means. Профилите на рабовите Cr L формираат два просторно распределени оптимални кластери во топло обработените и ладно валани примероци прикажани на Сл. 5. Јасно е дека нема локални структурни промени кои се перцепираат како слични, бидејќи двата центроиди на XAS Cr спектрите се споредливи. Овие спектрални форми на двата кластери се речиси идентични со оние што одговараат на Cr2O342, што значи дека слоевите Cr2O3 се релативно рамномерно распоредени на SDSS.
Cr L K-значи кластери на рабните региони, а b е соодветните XAS центроиди. Резултати од споредбата K-значи X-PEEM на ладно валани SDSS: c Cr L2.3 рабна област на K-значи кластери и d соодветни XAS центроиди.
За да се илустрираат посложени мапи на рабовите на FeL, четири и пет оптимизирани кластери и нивните поврзани центроиди (спектрални профили) беа користени за топло обработени и ладно валани примероци, соодветно. Затоа, процентот (%) на Fe2+ и Fe3+ може да се добие со прилагодување на LCF прикажан на Сл. 4. Псевдоелектродниот потенцијал Epseudo како функција на Fe0 беше искористен за да се открие микрохемиската нехомогеност на површинскиот оксиден филм. Epseudo е грубо проценето со правилото за мешање,
каде што \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) е еднакво на \(\rm{Fe} + 2e^ – \ до \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 и 0,036 V, соодветно. Регионите со помал потенцијал имаат поголема содржина на соединението Fe3+. Распределбата на потенцијалот кај термички деформираните примероци има слоевит карактер со максимална промена од околу 0,119 V (Сл. 6a, b). Оваа распределба на потенцијалот е тесно поврзана со површинската топографија (Сл. 6a). Не се забележани други промени зависни од позицијата во основната ламинарна внатрешност (Сл. 6b). Напротив, за поврзувањето на различни оксиди со различна содржина на Fe2+ и Fe3+ во ладно валани SDSS, може да се забележи нерамномерна природа на псевдопотенцијалот (Сл. 6c, d). Оксидите и/или (окси)хидроксидите на Fe3+ се главните состојки на 'рѓата во челикот и се пропустливи за кислород и вода50. Во овој случај, островите богати со Fe3+ се сметаат за локално распределени и можат да се сметаат за кородирани области. Во исто време, градиентот во потенцијалното поле, наместо апсолутната вредност на потенцијалот, може да се користи како индикатор за локализација на активните места на корозија. Оваа нееднаква распределба на Fe2+ и Fe3+ на површината на ладно валаниот SDSS може да ја промени локалната хемија и да обезбеди попрактична активна површина за време на распаѓањето на оксидниот филм и реакциите на корозија, дозволувајќи му на основната метална матрица да продолжи да кородира, што резултира со внатрешна хетерогеност.
K-средни кластери и соодветни XAS центроиди во работниот регион Fe L2.3 на топло деформиран X-PEEM ac и df на ладно валан SDSS. a, d K-средни графикони на кластери преклопени на X-PEEM слики. Пресметаниот псевдоелектроден потенцијал (Epseudo) е наведен заедно со K-средниот графикон на кластери. Светлината на X-PEEM сликата, како и бојата на Сл. 2, е пропорционална на интензитетот на апсорпција на Х-зраци.
Релативно униформниот Cr, но различната хемиска состојба на Fe, доведува до различно оштетување на оксидниот филм и корозивни шеми кај топло обработениот и ладно валаниот Ce-2507. Ова својство на ладно валаниот Ce-2507 е добро проучено. Во однос на формирањето на оксиди и хидроксиди на Fe во амбиенталниот воздух во оваа речиси неутрална работа, реакциите се следниве:
Горенаведените реакции се случуваат во следните сценарија врз основа на X-PEEM анализа. Мало рамо што одговара на Fe0 е поврзано со основното метално железо. Реакцијата на металниот Fe со околината резултира со формирање на слој Fe(OH)2 (равенка (5)), што го засилува сигналот Fe2+ во XAS со L-раб на Fe. Продолжената изложеност на воздух може да резултира со формирање на оксиди на Fe3O4 и/или Fe2O3 по Fe(OH)252,53. Две стабилни форми на Fe, Fe3O4 и Fe2O3, исто така можат да се формираат во заштитниот слој богат со Cr3+, од кој Fe3O4 претпочита униформна и леплива структура. Присуството на обете резултира со мешани оксидациски состојби (XAS-1 спектар). Спектарот XAS-2 главно одговара на Fe3O4. Додека набљудувањето на XAS-3 спектрите на неколку места покажа целосна конверзија во γ-Fe2O3. Бидејќи длабочината на пенетрација на нераспакуваните Х-зраци е околу 50 nm, сигналот од долниот слој резултира со поголем интензитет на врвот А.
XPA спектарот покажува дека компонентата Fe во оксидниот филм има слоевита структура комбинирана со слој од Cr оксид. За разлика од знаците на пасивација поради локалната нехомогеност на Cr2O3 за време на корозијата, и покрај униформниот слој на Cr2O3 во оваа работа, во овој случај се забележува ниска отпорност на корозија, особено за ладно валани примероци. Набљудуваното однесување може да се разбере како хетерогеност на хемиската оксидациска состојба во горниот слој (Fe), што влијае на перформансите на корозија. Поради истата стехиометрија на горниот слој (железен оксид) и долниот слој (хром оксид)52,53, подобрата интеракција (адхезија) меѓу нив доведува до бавен транспорт на метални или кислородни јони во решетката, што, пак, доведува до зголемување на отпорноста на корозија. Затоа, континуиран стехиометриски однос, т.е. една оксидациска состојба на Fe, е подобар од наглите стехиометриски промени. SDSS деформираниот со топлина има поуниформна површина, погуст заштитен слој и подобра отпорност на корозија. Додека кај ладно валаните SDSS, присуството на острови богати со Fe3+ под заштитниот слој го нарушува интегритетот на површината и предизвикува галванска корозија со блиската подлога, што доведува до нагло опаѓање на Rp (Табела 1). Спектарот на EIS и неговата отпорност на корозија се намалени. Може да се види дека локалната дистрибуција на острови богати со Fe3+ поради пластична деформација главно влијае на отпорноста на корозија, што е пробив во оваа работа. Така, оваа студија претставува спектроскопски микроскопски слики од намалувањето на отпорноста на корозија на примероците од SDSS проучени со методот на пластична деформација.
Дополнително, иако легирањето на ретки земни елементи во двофазни челици покажува подобри перформанси, интеракцијата на овој адитивен елемент со поединечната челична матрица во однос на однесувањето на корозија според спектроскопската микроскопија останува нејасна. Појавата на Ce сигнали (преку XAS M-рабови) се појавува само на неколку места за време на ладно валање, но исчезнува за време на топла деформација на SDSS, што укажува на локално таложење на Ce во челичната матрица, наместо на хомогено легирање. Иако не ги подобрува значително механичките својства на SDSS6,7, присуството на ретки земни елементи ја намалува големината на инклузиите и се смета дека го инхибира вдлабнувањето во почетната област54.
Како заклучок, оваа работа го открива ефектот на површинската хетерогеност врз корозијата на 2507 SDSS модифициран со цериум со квантификација на хемиската содржина на наноразмерните компоненти. Одговораме на прашањето зошто не'рѓосувачкиот челик кородира дури и под заштитен оксиден слој со квантификација на неговата микроструктура, површинска хемија и обработка на сигнали со користење на K-means групирање. Утврдено е дека островите богати со Fe3+, вклучувајќи ја нивната октаедарска и тетраедарска координација по целата карактеристика на мешаниот Fe2+/Fe3+, се извор на оштетување и корозија на ладно валаниот оксиден филм SDSS. Наноостровите доминирани од Fe3+ доведуваат до слаба отпорност на корозија дури и во присуство на доволен стехиометриски слој за пасивирање на Cr2O3. Покрај методолошките напредоци во одредувањето на ефектот на наноразмерната хемиска хетерогеност врз корозијата, се очекува тековната работа да ги инспирира инженерските процеси за подобрување на отпорноста на корозија на не'рѓосувачките челици за време на производството на челик.
За да се подготви инготот Ce-2507 SDSS што се користи во оваа студија, мешан состав што вклучува главна легура Fe-Ce запечатена со цевка од чисто железо беше стопен во индукциска печка со средна фреквенција од 150 кг за да се добие стопен челик и истурен во калап. Измерените хемиски состави (теж.%) се наведени во Дополнителната табела 2. Инготите прво се коваат топло во блокови. Потоа се жарат на 1050°C 60 минути за да се добие челик во состојба на цврст раствор, а потоа се гаснат во вода до собна температура. Испитуваните примероци беа детално проучени со помош на TEM и DOE за да се проучат фазите, големината на зрната и морфологијата. Подетални информации за примероците и процесот на производство може да се најдат во други извори6,7.
Цилиндрични примероци (φ10 mm×15 mm) за топла компресија беа обработени така што оската на цилиндарот беше паралелна со насоката на деформација на блокот. Високотемпературната компресија беше извршена на различни температури во опсег од 1000-1150°C со помош на термички симулатор Gleeble-3800 со константна брзина на деформација во опсег од 0,01-10 s-1. Пред деформацијата, примероците беа загревани со брзина од 10 °C s-1 во текот на 2 минути на избрана температура за да се елиминира температурниот градиент. По постигнување на униформност на температурата, примерокот беше деформиран до вистинска вредност на деформација од 0,7. По деформацијата, примероците веднаш беа калени со вода за да се зачува деформираната структура. Стврднатиот примерок потоа се сече паралелно со насоката на компресија. За оваа конкретна студија, избравме примерок со состојба на топла деформација од 1050°C, 10 s-1 бидејќи набљудуваната микротврдост беше поголема од другите примероци7.
Масивни (80 × 10 × 17 mm3) примероци од цврстиот раствор Ce-2507 беа употребени во трифазна асинхрона двовална мелница LG-300 со најдобри механички својства меѓу сите други нивоа на деформација6. Стапката на деформација и намалувањето на дебелината за секоја патека се 0,2 m·s-1 и 5%, соодветно.
За SDSS електрохемиски мерења беше користена електрохемиска работна станица Autolab PGSTAT128N по ладно валање до намалување на дебелината од 90% (1,0 еквивалент на вистинска деформација) и по топло пресување на 1050°C за 10 s-1 до вистинска деформација од 0,7. Работната станица има ќелија со три електроди со заситена каломелна електрода како референтна електрода, графитна контраелектрода и SDSS примерок како работна електрода. Примероците беа исечени во цилиндри со дијаметар од 11,3 mm, на чии страни беа залемени бакарни жици. Потоа, примероците беа фиксирани со епоксидна смола, оставајќи работна отворена површина од 1 cm2 како работна електрода (долната страна на цилиндричниот примерок). Бидете внимателни за време на стврднувањето на епоксидната смола и последователното шмирглање и полирање за да избегнете пукање. Работните површини беа брусени и полирани со суспензија за дијамантско полирање со големина на честички од 1 μm, измиени со дестилирана вода и етанол и сушени на ладен воздух. Пред електрохемиските мерења, полираните примероци беа изложени на воздух неколку дена за да формираат природен оксиден филм. Воден раствор од FeCl3 (6,0 wt%), стабилизиран на pH = 1,0 ± 0,01 со HCl според препораките на ASTM, се користи за забрзување на корозијата на не'рѓосувачки челик55 бидејќи е корозивен во присуство на хлоридни јони со силен оксидирачки капацитет и ниска pH вредност (Еколошки стандарди G48 и A923). Потопете го примерокот во растворот за тестирање 1 час за да достигнете речиси стабилна состојба пред да направите какви било мерења. За примероци во цврст раствор, топло обликувани и ладно валани, мерењата на импедансата беа извршени при потенцијали на отворено коло (OPC) од 0,39, 0,33 и 0,25 V, соодветно, во фреквентен опсег од 1 105 до 0,1 Hz со амплитуда од 5 mV. Сите хемиски тестови беа повторени најмалку 3 пати под исти услови за да се обезбеди репродуктивност на податоците.
За мерењата на HE-SXRD, беа измерени правоаголни дуплекс челични блокови со димензии 1 × 1 × 1,5 mm3 за да се квантифицира составот на фазата на зракот на високоенергетскиот виглер Brockhouse во CLS, Канада56. Собирањето на податоци беше извршено во геометрија на Debye-Scherrer или геометрија на пренос на собна температура. Брановата должина на Х-зраците калибрирана со калибраторот LaB6 е 0,212561 Å, што одговара на 58 keV, што е многу повисоко од онаа на Cu Kα (8 keV) што најчесто се користи како лабораториски извор на Х-зраци. Примерокот беше сместен на растојание од 740 mm од детекторот. Волуменот на детекција на секој примерок е 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, што се одредува според големината на зракот и дебелината на примерокот. Сите податоци беа собрани со помош на детектор за површина Perkin Elmer, детектор за Х-зраци со рамен панел, 200 µm пиксели, 40×40 cm2 со користење на време на експозиција од 0,3 s и 120 слики.
X-PEEM мерењата на два избрани моделни системи беа извршени на крајната станица Beamline MAXPEEM PEEM во лабораторијата MAX IV (Лунд, Шведска). Примероците беа подготвени на ист начин како и за електрохемиските мерења. Подготвените примероци беа чувани на воздух неколку дена и дегазирани во ултрависока вакуумска комора пред да бидат озрачени со синхротронски фотони. Енергетската резолуција на линијата на зракот беше добиена со мерење на спектарот на јонски принос во регионот на побудување од N 1 s до 1\(\pi _g^ \ast\) во близина на hv = 401 eV во N2 со зависност на енергијата на фотонот од E3/2, 57. Апроксимативните спектри дадоа ΔE (ширина на спектралната линија) од околу 0,3 eV во измерениот енергетски опсег. Затоа, резолуцијата на енергијата на зрачната линија беше проценета на E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 и флукс ≈1012 ph/s со користење на модифициран SX-700 монохроматор со Si решетка од 1200 линии mm−1 за работ на Fe2pL2,3, работ на Cr2pL2,3, работ на Ni2pL2,3 и работ на Ce M4,5. Затоа, резолуцијата на енергијата на зрачната линија беше проценета на E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 и флукс ≈1012 ph/s со користење на модифициран SX-700 монохроматор со Si решетка од 1200 линии mm−1 за работ на Fe2p L2.3, работ на Cr2p L2.3, работ на Ni2p L2.3 и работ на Ce M4.5. Таким образом, енергетическое разрешение канала пучка было оценето како E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 и поток ≈1012 ф/с при использование модифицированного монохроматора SX-200 Si для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. Така, енергетската резолуција на каналот на зракот беше проценета како E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 и флукс ≈1012 f/s користејќи модифициран SX-700 монохроматор со Si решетка од 1200 линии/mm за Fe раб 2p L2,3, Cr раб 2p L2,3, Ni раб 2p L2,3 и Ce раб 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，通蜉0 为线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辘边缘.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 Ｘ 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.2p.Ni2.边缘和Ce M4.5 边缘.Така, кога се користи модифициран SX-700 монохроматор со Si решетка од 1200 линии.3, Cr раб 2p L2.3, Ni раб 2p L2.3 и Ce раб M4.5.Енергијата на фотонот на скенирање се мери во чекори од 0,2 eV. За секоја енергија, PEEM сликите беа снимени со помош на CMOS детектор поврзан со влакна TVIPS F-216 со 2 x 2 бинови, кој обезбедува резолуција од 1024 × 1024 пиксели во видно поле од 20 µm. Времето на експозиција на сликите беше 0,2 s, со просек од 16 слики. Енергијата на сликата од фотоелектрони е избрана на таков начин што обезбедува максимален секундарен електронски сигнал. Сите мерења беа извршени при нормална инциденца со помош на линеарно поларизиран фотонски зрак. Повеќе информации за мерењата може да се најдат во претходна студија. По проучувањето на режимот на детекција на вкупен принос на електрони (TEY) и неговата примена во X-PEEM49, длабочината на испитувањето на овој метод се проценува на околу 4-5 nm за Cr сигналот и околу 6 nm за Fe. Длабочината на Cr е многу блиску до дебелината на оксидниот филм (~4 nm)60,61, додека длабочината на Fe е поголема од дебелината. XRD собрана на работ на FeL е мешавина од XRD на железни оксиди и Fe0 од матрицата. Во првиот случај, интензитетот на емитирани електрони доаѓа од сите можни типови на електрони кои придонесуваат за TEY. Сепак, сигналот од чисто железо бара поголема кинетичка енергија за електроните да поминат низ оксидниот слој до површината и да бидат собрани од анализаторот. Во овој случај, сигналот Fe0 главно се должи на LVV Auger електроните, како и на секундарните електрони емитирани од нив. Покрај тоа, интензитетот на TEY што го придонесуваат овие електрони се распаѓа за време на патеката на бегство на електроните, дополнително намалувајќи го спектралниот одговор на Fe0 во мапата на XAS на железото.
Интегрирањето на рударството на податоци во коцка на податоци (X-PEEM податоци) е клучен чекор во извлекувањето на релевантни информации (хемиски или физички својства) во мултидимензионален пристап. Кластерирањето со K-means е широко користено во неколку области, вклучувајќи машинска визија, обработка на слики, ненадгледувано препознавање на шаблони, вештачка интелигенција и класификациска анализа. На пример, кластерирањето со K-means се покажа добро во кластерирањето на хиперспектрални податоци од слики. Во принцип, за податоци со повеќе функции, алгоритмот K-means може лесно да ги групира врз основа на информации за нивните атрибути (својства на енергијата на фотоните). Кластерирањето со K-means е итеративен алгоритам за делење на податоците во K непреклопувачки групи (кластери), каде што секој пиксел припаѓа на специфичен кластер во зависност од просторната распределба на хемиската нехомогеност во микроструктурниот состав на челикот. Алгоритмот K-means вклучува две фази: во првата фаза, се пресметуваат K центроиди, а во втората фаза, на секоја точка му се доделува кластер со соседни центроиди. Тежиштето на кластерот е дефинирано како аритметичка средина од точките на податоци (XAS спектар) за тој кластер. Постојат различни растојанија за дефинирање на соседните центроиди како Евклидово растојание. За влезна слика од px, y (каде x и y се резолуцијата во пиксели), CK е тежиштето на кластерот; оваа слика потоа може да се сегментира (кластерира) во K кластери користејќи K-means63. Последните чекори на алгоритмот за групирање K-means се:
Чекор 2. Пресметајте ја припадноста на сите пиксели според тековниот центроид. На пример, таа се пресметува од Евклидовото растојание d помеѓу центарот и секој пиксел:
Чекор 3 Доделете го секој пиксел на најблискиот центроид. Потоа пресметајте ги повторно позициите на K центроидите на следниов начин:
Чекор 4. Повторете го процесот (равенки (7) и (8)) додека центроидите не се спојат. Конечните резултати од квалитетот на групирање се силно корелирани со најдобриот избор на почетни центроиди. За PEEM структурата на податоци на слики од челик, обично X (x × y × λ) е коцка од 3D податоци од низа, додека x и y оските претставуваат просторни информации (резолуција на пиксели), а λ оската одговара на спектрална слика на фотонска енергија. K-means алгоритмот се користи за истражување на региони од интерес во X-PEEM податоците со одвојување на пиксели (кластери или подблокови) според нивните спектрални карактеристики и извлекување на најдобрите центроиди (XAS спектрални профили) за секој аналит (кластер). Се користи за проучување на просторната распределба, локалните спектрални промени, однесувањето на оксидација и хемиските состојби. На пример, K-means алгоритмот за групирање беше користен за Fe L-рабови и Cr L-рабови во топло обработен и ладно валан X-PEEM. Различен број на K кластери (региони на микроструктура) беа тестирани за да се пронајдат оптималните кластери и центроиди. Кога се прикажуваат овие броеви, пикселите се прераспределуваат на соодветните центроиди на кластерот. Секоја дистрибуција на бои одговара на центарот на кластерот, покажувајќи го просторниот распоред на хемиските или физичките објекти. Извлечените центроиди се линеарни комбинации од чисти спектри.
Податоците што ги поддржуваат резултатите од оваа студија се достапни по разумно барање од соодветниот автор на WC.
Сиеурин, Х. и Сандстром, Р. Отпорност на кршење на заварен дуплекс не'рѓосувачки челик. Сиеурин, Х. и Сандстром, Р. Отпорност на кршење на заварен дуплекс не'рѓосувачки челик. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Сиеурин, Х. и Сандстром, Р. Отпорност на кршење на заварен дуплекс не'рѓосувачки челик. 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. Сиеурин, Х. и Сандстром, Р. Отпорност на кршење на заварени дуплекс нерѓосувачки челици.Британија. Дробен дел. крзно. 73, 377–390 (2006).
Адамс, ФВ, Олубамби, П.А., Потгитер, Ј.Х. и Ван Дер Мерве, Ј. Отпорност на корозија на дуплекс нерѓосувачки челици во одбрани органски киселини и органски киселини/хлоридни средини. Адамс, ФВ, Олубамби, П.А., Потгитер, Ј.Х. и Ван Дер Мерве, Ј. Отпорност на корозија на дуплекс нерѓосувачки челици во одбрани органски киселини и органски киселини/хлоридни средини.Адамс, ФВ, Олубамби, Пенсилванија, Потгитер, Ј. Кх. и Ван Дер Мерве, Ј. Отпорност на корозија на дуплекс не'рѓосувачки челици во средини со некои органски киселини и органски киселини/хлориди. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, Џ. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J.Адамс, ФВ, Олубамби, П.А., Потгитер, Ј. Кх. и Ван Дер Мерве, Ј. Отпорност на корозија на дуплекс не'рѓосувачки челици во одбрани средини со органски киселини и органски киселини/хлориди.конзерванс. Материјали Методи 57, 107–117 (2010).
Барера, С. и др. Корозивно-оксидативно однесување на дуплекс легури Fe-Al-Mn-C. Материјали 12, 2572 (2019).
Левков, Л., Шуригин, Д., Дуб, В., Косирев, К. и Баликоев, А. Нова генерација на супердуплекс челици за производство на опрема за гас и нафта. Левков, Л., Шуригин, Д., Дуб, В., Косирев, К. и Баликоев, А. Нова генерација на супердуплекс челици за производство на опрема за гас и нафта.Левков Л., Шуригин Д., Дуб В., Косирев К., Баликоев А. Нова генерација на супердуплекс челици за опрема за производство на нафта и гас.Левков Л., Шуригин Д., Дуб В., Косирев К., Баликоев А. Нова генерација на супердуплекс челици за опрема за производство на гас и нафта. Вебинар E3S 121, 04007 (2019).
Кингкланг, С. и Утаисангсук, В. Истражување на однесувањето при топла деформација на дуплекс не'рѓосувачки челик од класа 2507. Метал. Кингкланг, С. и Утаисангсук, В. Истражување на однесувањето при топла деформација на дуплекс не'рѓосувачки челик од класа 2507. Метал. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Метал. Кингкланг, С. и Утаисангсук, В. Студија за однесувањето при топла деформација на дуплекс не'рѓосувачки челик тип 2507. Метал. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究。Кингкланг, С. и Утаисансук, В. Истражување на однесувањето при топла деформација на дуплекс не'рѓосувачки челик тип 2507. Метал.алма матер. транс. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Ефект на контролирано ладно валање врз микроструктурата и механичките својства на цериум-модифициран супер-дуплекс SAF 2507 не'рѓосувачки челик. alma mater. the science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Структурни и механички својства предизвикани од термичка деформација на цериум-модифициран супер-дуплекс SAF 2507 не'рѓосувачки челик. J. Alma mater. резервоар за складирање. технологија. 9, 8379–8390 (2020).
Женг, З., Ванг, С., Лонг, Ј., Ванг, Ј. и Женг, К. Влијание на ретките земни елементи врз однесувањето на аустенитен челик при висока температура на оксидација. Женг, З., Ванг, С., Лонг, Ј., Ванг, Ј. и Женг, К. Влијание на ретките земни елементи врз однесувањето на аустенитен челик при висока температура на оксидација.Женг З., Ванг С., Лонг Ј., Ванг Ј. и Женг К. Влијание на ретките земни елементи врз однесувањето на аустенитниот челик при оксидација на висока температура. Женг, З., Ванг, С., Лонг, Ј., Ванг, Џ. и Женг, К. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 Женг, З., Ванг, С., Лонг, Ј., Ванг, Ј и Женг, К.Женг З., Ванг С., Лонг Ј., Ванг Ј. и Женг К. Влијание на ретките земни елементи врз однесувањето на аустенитните челици при оксидација на висока температура.корос. науката. 164, 108359 (2020).
Ли, Ј., Јанг, Г., Џијанг, З., Чен, Ц. и Сун, С. Ефекти на Ce врз микроструктурата и својствата на суперферитни не'рѓосувачки челици 27Cr-3.8Mo-2Ni. Ли, Ј., Јанг, Г., Џијанг, З., Чен, Ц. и Сун, С. Ефекти на Ce врз микроструктурата и својствата на суперферитни не'рѓосувачки челици 27Cr-3.8Mo-2Ni.Ли Ј., Јанг Г., Џијанг З., Чен К. и Сун С. Влијание на Se врз микроструктурата и својствата на суперферитните не'рѓосувачки челици 27Cr-3,8Mo-2Ni. Ли, Ј., Јанг, Г., Џианг, З., Чен, Ц. и Сан, С. Це 对27Cr-3.8Mo-2Ni Ли, Ј., Јанг, Г., Џијанг, З., Чен, Ц. и Сун, С. Ефект на Ce врз микроструктурата и својствата на супер-челичен не'рѓосувачки челик 27Cr-3.8Mo-2Ni. Ли, Ј., Јанг, Г., Џианг, З., Чен, Ц. и Сан, С. Ли, Ј., Јанг, Г., Џијанг, З., Чен, Ц. и Сун, С. Ефект на Ce врз микроструктурата и својствата на суперферитен не'рѓосувачки челик 27Cr-3,8Mo-2Ni.Железен знак. Steelmak 47, 67–76 (2020).