Ви благодариме што ја посетивте Nature.com. Користите верзија на прелистувач со ограничена CSS поддршка. За најдобро искуство, препорачуваме да користите ажуриран прелистувач (или да го оневозможите режимот на компатибилност во Internet Explorer). Дополнително, за да обезбедиме континуирана поддршка, ја прикажуваме страницата без стилови и JavaScript.
Прикажува вртелешка од три слајдови одеднаш. Користете ги копчињата „Претходно“ и „Следно“ за да се движите низ три слајдови одеднаш или користете ги лизгачките копчиња на крајот за да се движите низ три слајдови одеднаш.
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 обично се поврзуваат со уништување на овие слоеви, но ретко со појава на површински нехомогености, во зависност од микроскопското ниво. Во оваа работа, наноскалната хемиска хетерогеност на површината, откриена со спектроскопска микроскопија и хемометриска анализа, неочекувано доминира во кршењето и корозијата на ладно валаниот супер дуплекс не'рѓосувачки челик 2507 (SDSS) модифициран со цериум за време на неговата топла деформација. Иако рендгенската фотоелектронска микроскопија покажа релативно униформна покриеност на природниот слој Cr2O3, перформансите на пасивација на ладно валаниот SDSS беа слаби поради локалната дистрибуција на наноострови богати со Fe3+ на слојот од Fe/Cr оксид. Ова знаење на атомска скала 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, антикорозивните својства на ферохромот се припишуваат на хромот, кој формира силни оксиди/оксихидроксиди и покажува пасивирачко однесување во повеќето средини. Во споредба со конвенционалните (аустенитни и феритни) не'рѓосувачки челици 1, 2, 3, супердуплекс не'рѓосувачките челици (SDSS) имаат подобра отпорност на корозија и одлични механички својства. Зголемената механичка цврстина овозможува полесни и покомпактни дизајни. Спротивно на тоа, економичниот SDSS има висока отпорност на вдлабнатини и корозија во пукнатини, што резултира со подолг век на траење, со што се проширува неговата примена во контрола на загадувањето, хемиски контејнери и нафтената и гасната индустрија на море4. Сепак, тесниот опсег на температури на термичка обработка и слабата способност за обликување ја попречуваат нивната широка практична примена. Затоа, SDSS е модифициран за да се подобрат горенаведените перформанси. На пример, модификацијата Ce беше воведена во SDSS 2507 (Ce-2507) со висока содржина на азот6,7,8. Реткиот земски елемент (Ce) во соодветна концентрација од 0,08 тежински% 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 (криогено, ладно и топло) за да се постигнат одлични механички својства6,7,8. Сепак, одличната отпорност на корозија на SDSS поради присуството на тенок оксиден филм на површината е под влијание на многу фактори како што се вродената хетерогеност поради присуството на хетерогени фази со различни граници на зрната, несакани талог и различен одговор. деформации на аустенитни и феритни фази7. Затоа, проучувањето на микроскопските својства на доменот на таквите филмови до нивото на електронската структура станува клучно за разбирање на корозијата на SDSS и бара сложени експериментални техники. Досега, методите чувствителни на површина како што се Ожерова електронска спектроскопија11 и Х-зрачна фотоелектронска спектроскопија12,13,14,15 и тврда Х-зрачна фотоемисиона микроскопија (HAX-PEEM)16 генерално не успеаја да детектираат хемиски разлики во површинските слоеви. Неколку неодамнешни студии ја поврзаа локализираната оксидација на хром со набљудуваното однесување на корозија кај аустенитни не'рѓосувачки челици17, мартензитни челици18 и SDSS19,20. 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, кои наследиле мала големина како резултат на термомеханички третман, се во непосредна близина едно до друго, но се разликуваат по состав и оксидациска состојба16,21. Затоа, за да се открие пукање на оксидни филмови и последователно вдлабнување, потребно е да се разбере површинската хетерогеност на микроскопско ниво. И покрај овие барања, квантитативните проценки како што е латералната хетерогеност во оксидацијата, особено за Fe на нано- и атомско ниво, сè уште недостасуваат, а нејзината корелација со отпорноста на корозија останува неистражена. До неодамна, хемиската состојба на различни елементи, како што се Fe и Ca22, на примероци од челик беше квантитативно карактеризирана со употреба на мека рендгенска фотоелектронска микроскопија (X-PEEM) во наноскални постројки за синхротронско зрачење. Во комбинација со хемиски чувствителна рендгенска апсорпциона спектроскопија (XAS), X-PEEM овозможува XAS мерења со висока просторна и спектрална резолуција, обезбедувајќи хемиски информации за составот на елементите и нивната хемиска состојба со просторна резолуција до дваесет и три нанометри. Ова спектромикроскопско набљудување на почетокот ги олеснува локалните хемиски набљудувања и може да демонстрира хемиски промени во просторот на железниот слој кои претходно не биле истражени.
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. Користи кластериран хемометриски пристап K-means24 за мапирање на глобалната хемиска (хетеро)хомогеност на вклучените елементи, чии хемиски состојби се претставени во статистичка претстава. За разлика од корозијата иницирана со уништување на филмот од хром оксид во традиционалниот случај, помалата пасивација и помалата отпорност на корозија во моментов се припишуваат на локализираните наноострови богати со Fe3+ во близина на слојот од Fe/Cr оксид, што може да бидат заштитни својства. Оксидот го уништува испрекинатата филмска фолија 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 кисел (pH = 1) воден раствор на FeCl3 на собна температура. Избраниот електролит делува како силен оксидирачки агенс, карактеризирајќи ја тенденцијата на пасивациониот филм да се распадне. Иако материјалот не претрпел стабилно вдлабнување на собна температура, анализата овозможи увид во можните настани на дефект и последователна корозија. Еквивалентното коло (сл. 1d) беше искористено за да се вклопи спектарот на електрохемиска импедансна спектроскопија (EIS), а соодветните резултати од вклопувањето се прикажани во Табела 1. Нецелосни полукружници се појавуваат во примероци третирани со раствор и топло обработени, додека компресирани полукружници се појавуваат во ладно валани еквиваленти (сл. 1b). Во EIS спектроскопијата, радиусот на полукружницата може да се смета како отпорност на поларизација (Rp)25,26. Rp на пистата третирана со раствор во Табела 1 е околу 135 kΩ cm–2, меѓутоа, вредностите на топло обработената и ладно валана писта се многу пониски, 34,7 и 2,1 kΩ cm–2, соодветно. Ова значително намалување на Rp го покажува штетното влијание на пластичната деформација врз пасивацијата и отпорноста на корозија, како што е прикажано во претходните извештаи27,28,29,30.
a Најквист, b, c Бодеова импеданса и фазни дијаграми, и d соодветни модели на еквивалентни кола, 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 прават при потенцијал на отворено коло.
Истовремените константи се прикажани на Бодеовиот дијаграм, со плато во високиот фреквентен опсег што 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 максимум во релативно широк фреквентен опсег, а потоа се намалува (Сл. 1в). Сепак, во сите три случаи, овој максимум е сè уште помал од 90°, што укажува на неидеално капацитивно однесување поради капацитивна дисперзија. Така, QCPE константниот фазен елемент (CPE) се користи за да ги претстави меѓуфазните распределби на капацитивноста што произлегуваат од грубоста на површината или нехомогеноста, особено на атомска скала, фрактална геометрија, порозност на електродата, нерамномерен потенцијал и геометрија со облик на електроди31,32. CPE импеданса:
каде што j е имагинарниот број, а ω е аголната фреквенција. QCPE е константа независна од фреквенцијата која е пропорционална на ефективната отворена површина на електролитот. n е бездимензионален број на моќност што го опишува отстапувањето на кондензаторот од идеалната капацитивност, т.е. колку е n поблиску до 1, толку е CPE поблиску до чисто капацитивното, додека ако n е блиску до нула, тој изгледа отпорен. Мали отстапувања од n, блиску до 1, укажуваат на неидеално капацитивно однесување на површината по тестовите за поларизација. QCPE на ладно валан SDSS е значително повисок од неговите еквиваленти, 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 одлична отпорност на корозија на SDSS поради присуството на пасивирачки заштитен оксиден филм на површината17. Ваквите пасивирачки филмови обично се богати со Cr3+ оксиди и/или хидроксиди, главно во комбинација со Fe2+, Fe3+ оксиди и/или (окси)хидроксиди33. И покрај истата униформност на површината, пасивирачкиот оксиден слој и отсуството на забележани површински пукнатини според микроскопските мерења6,7, однесувањето на корозија на топло обработениот и ладно валани SDSS е различно, па затоа е потребно длабинско проучување на микроструктурните карактеристики за деформација на челикот.
Микроструктурата на деформираниот не'рѓосувачки челик беше квантитативно проучена со употреба на интринзични и синхротронски високоенергетски Х-зраци (Дополнителни слики 1, 2). Детална анализа е дадена во Дополнителните информации. Иако постои општ консензус за видот на главната фаза, пронајдени се разлики во фракциите на масивната фаза, кои се наведени во Дополнителната табела 1. Овие разлики може да се должат на нехомогени фазни фракции на површината и во волуменот, кои се под влијание на различни длабочини на детекција со дифракција на Х-зраци (XRD). ) со различни извори на енергија на инцидентни фотони34. Релативно високите аустенитни фракции во ладно валани примероци определени со XRD од лабораториски извор укажуваат на подобра пасивација, а потоа и на подобра отпорност на корозија35, додека поточните и статистички резултати укажуваат на спротивни трендови во фазните фракции. 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 покажаа позрнеста природа, што укажува на зрна со големина на микрон, додека мазните прстени забележани во ладно валани примероци (Дополнителна слика 3) укажуваат на значително рафинирање на зрната за нанодимензионирање во претходната работа. Ова треба да го фаворизира формирањето на пасивен филм и зголемувањето 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 хемиската состојба на микродомените на главните елементи беа систематски проучени со користење на X-PEEM. Иако постојат повеќе легирачки елементи, тука се избрани Cr, Fe, Ni и Ce39, бидејќи Cr е клучен елемент за формирање на пасивниот филм, Fe е главен елемент за челикот, а Ni ја подобрува пасивацијата и ја балансира феритно-аустенитната фаза. Структурата и модификацијата се целта на Ce. Со подесување на енергијата на синхротронскиот зрак, XAS ги забележа главните карактеристики на Cr (раб L2.3), Fe (раб L2.3), Ni (раб L2.3) и Ce (раб M4.5) од површината. -2507 SDSS. Соодветна анализа на податоци беше извршена со вклучување на енергетска калибрација со објавени податоци (на пр. XAS на Fe L2, 3 ребра40,41).
На сл. 2 се прикажани X-PEEM слики од топло обработен (сл. 2a) и ладно валан (сл. 2d) Ce-2507 SDSS и соодветните XAS Cr и Fe L2,3 рабови на индивидуално обележани позиции. L2,3 XAS работ ги истражува неокупираните 3d состојби на електроните по фотоексцитација на нивоата на разделување на спин-орбиталната 2p3/2 (L3 раб) и 2p1/2 (L2 раб). Информациите за валентната состојба на Cr се добиени од анализа на дифракција на Х-зраци на L2,3 работ на сл. 2b,d. Споредба на врски. 42, 43 покажаа дека четири врвови A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) и D (582,2 eV) се забележани во близина на L3 работ, одразувајќи октаедарски Cr3+ јони, што одговара на Cr2O3. Експерименталните спектри се во согласност со теоретските пресметки, како што е прикажано на 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.
Термичка слика на X-PEEM топло обликуван SDSS што одговара на работ b Cr L2.3 и работ c Fe L2.3, d Термичка слика X-PEEM на ладно валан SDSS што одговара на работ e Cr L2.3 и f Fe L2.3 од страната (e). XAS спектрите прикажани на различни просторни позиции означени на термичките слики (a, d) со портокаловите испрекинати линии во (b) и (e) претставуваат симулирани XAS спектри на Cr3+ со вредност на кристалното поле од 2,0 eV. За X-PEEM слики, се користи термичка палета за подобрување на 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 Ni и Ce легирачките елементи за двата примерока остана иста. Дополнителен цртеж. На сл. 5-9 се прикажани 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 ја покажува оксидациската состојба на Ni2+ на целата измерена површина на топло обработени и ладно валани примероци (Дополнителна дискусија). Вреди да се напомене дека во случај на топло обработени примероци, XAS сигналот на Ce не се забележува, додека спектарот на Ce3+ на ладно валани примероци се забележува во еден момент. Набљудувањето на Ce точки во ладно валани примероци покажа дека Ce главно постои во форма на талог.
Кај термички деформираниот SDSS, не е забележана локална структурна промена во XAS на работ на Fe L2.3 (сл. 2c). Сепак, како што е прикажано на сл. 2f, Fe матрицата микроскопски ја менува својата хемиска состојба на седум случајно избрани точки во ладно валаниот SDSS. 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 користење на мултиплетни пресметки на кристално поле со користење на 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 комбинации од Fe2+ и Fe3+,47 и FeO45 делува како формален двовалентен Fe2+ оксид (3d6). Сите јони на Fe3+ во α-Fe2O3 имаат само Oh позиции, додека γ-Fe2O3 обично се изразува како Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 шпинел со празни места во eg позициите. Затоа, јоните на Fe3+ во γ-Fe2O3 имаат и Td и Oh позиции. Како што е споменато во претходната работа, иако односите на интензитет на двата се различни, 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 само Fe3+ да биде присутен во овој случај. Разгледувајќи го случајот на Fe3O4 со комбинации од Fe2+ и Fe3+, познато е дека послаба (силна) прва карактеристика на L3 работ на Fe укажува на помала (поголема) незафатеност во t2g состојбата. Ова важи за Fe2+ (Fe3+), што укажува на зголемување на првиот знак што укажува на зголемување на содржината на Fe2+47. Овие резултати покажуваат дека Fe2+ и γ-Fe2O3, α-Fe2O3 и/или Fe3O4 преовладуваат на ладно валаните површини на композитите.
Зголемени фотоемисиони електронски термички слики на XAS спектрите (a, c) и (b, d) низ 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) беа прикажани графички и споредени со оние на чистите соединенија 40, 41, 48. Во основа, три различни типа на експериментално набљудувани Fe L-рабови XAS спектри (XAS-1, XAS-2 и XAS-3: Сл. 4а) беа забележани на просторно различни локации. Особено, спектар сличен на 2-a (означен како XAS-1) на Сл. 3б беше забележан во целиот регион од интерес, проследен со спектар 2-b (означен како XAS-2), додека спектар сличен на E-3 беше забележан на Сл. 3д (наведен како XAS-3) на одредени локализирани локации. Вообичаено, четири параметри се користат за да се идентификуваат валентните состојби присутни во примерокот од сондата: (1) L3 и L2 спектрални карактеристики, (2) енергетски позиции на L3 и L2 карактеристиките, (3) L3-L2 енергетска разлика, (4) однос на интензитетот на L2 /L3. Според визуелните набљудувања (сл. 4а), сите три компоненти на Fe, имено Fe0, Fe2+ и Fe3+, се присутни на површината на проучуваниот SDSS. Пресметаниот сооднос на интензитет L2/L3 исто така укажува на присуство на сите три компоненти.
a Набљудувани се 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 сл. 3) во споредба со симулираните XAS спектри за споредба, октаедари Fe2+, Fe3+, вредности на кристалното поле од 1,0 eV и 1,5 eV, соодветно, b–d Измерени експериментални податоци (XAS-1, XAS-2, XAS-3) и соодветни оптимизирани LCF податоци (непрекината црна линија), и споредба на XAS-3 спектрите со стандардите Fe3O4 (мешана состојба на Fe) и Fe2O3 (чист Fe3+).
За квантифицирање на составот на железен оксид беше користено линеарно комбинирано (LCF) вклопување на трите стандарди40,41,48. 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. 4б-г. За LCF фитинзи, во сите случаи беше земен предвид 10% Fe0 поради малата полица што ја забележавме во сите податоци и фактот дека црните метали се 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.Всушност, X-PEEM детектира Fe (~6 nm)49 подлабоко од очекуваната дебелина на оксидниот слој (нешто над 4 nm), овозможувајќи детекција на сигнали од железната матрица (Fe0) под пасивациониот слој. Различни комбинации на Fe2+ и Fe3+ беа извршени за да се пронајде најдоброто можно решение за набљудуваните експериментални податоци. На сл. Слика 4б ја покажува комбинацијата на Fe2+ и Fe3+ во XAS-1 спектарот, каде што пропорциите на Fe2+ и Fe3+ се блиски, околу 45%, што укажува на мешана оксидациска состојба на Fe. Додека за XAS-2 спектарот, процентот на Fe2+ и Fe3+ станува ~30% и 60%, соодветно. Содржината на Fe2+ е помала од онаа на Fe3+. Односот Fe2+ спрема Fe3 од 1:2 значи дека Fe3O4 може да се формира при ист однос на Fe јони. Дополнително, за спектарот XAS-3, процентите на Fe2+ и Fe3+ се променија на ~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+, спектрите на XAS-3 се прикажани заедно со различни Fe3+ стандарди на Слика 4e, покажувајќи сличност со сите два стандарди кога се разгледува Врвот Б. Сепак, интензитетот на рамото (A: од Fe2+) и односот на интензитет B/A укажуваат дека спектарот на XAS-3 е близок, но не е ист како оној на γ-Fe2O3. Во споредба со волуменскиот γ-Fe2O3, интензитетот на Fe2p XAS на врвот A SDSS е малку поголем (Слика 4e), што укажува на повисок интензитет на Fe2+. Иако спектарот на XAS-3 е сличен на оној на γ-Fe2O3, каде што Fe3+ е присутен и во Oh и во Td позициите, идентификацијата на различни валентни состојби и координацијата само преку работ L2,3 или односот на интензитет L2/L3 е сè уште проблем, што е постојана тема на дискусија поради сложеноста на различните фактори вклучени во конечниот спектар41.
Покрај спектралната дискриминација на хемиските состојби на избраните региони од интерес опишани погоре, глобалната хемиска хетерогеност на клучните елементи Cr и Fe беше оценета со класификација на сите XAS спектри добиени на површината на примерокот со користење на методот на групирање K-means. Профилите на рабовите Cr L беа поставени на таков начин што формираат два оптимални кластери просторно распределени во топло обработените и ладно валани примероци прикажани на Сл. 5. Јасно е дека не се забележани локални структурни промени, бидејќи двата центроиди на XAS Cr спектрите се многу слични. Овие спектрални форми на двата кластери се речиси идентични со оние што одговараат на Cr2O342, што значи дека слоевите на Cr2O3 се релативно рамномерно распределени низ SDSS.
кластер од K-средни L-рабни Cr региони, b соодветни XAS центроиди. Резултати од K-средни X-PEEM споредба на ладно валани SDSS: c кластери од K-средни рабни региони на Cr L2,3 и d соодветни XAS центроиди.
За да се илустрира посложена мапа на рабовите на FeL, четири и пет оптимизирани кластери и нивните поврзани центроиди (спектрални распределби) се користат 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 \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), што е 0,440 и 0,036 V, соодветно. Областите со помал потенцијал имаат поголема содржина на соединенија на Fe3+. Распределбата на потенцијалот во термички деформиран примерок 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 поврзани со позицијата во основната ламеларна внатрешност (Сл. 6b). Напротив, за комбинацијата на различни оксиди со различна содржина на Fe2+ и Fe3+ во ладно валан SDSS, може да се забележи нерамномерна природа на псевдопотенцијалот (Сл. 6c, d). Оксидите и/или (окси)хидроксидите на Fe3+ се главните компоненти на корозијата кај челикот и се пропустливи за кислород и вода50. Во овој случај, може да се види дека островите богати со Fe3+ се дистрибуирани локално и може да се сметаат за области на корозија. Во овој случај, градиентот во полето на потенцијал, наместо апсолутната вредност на потенцијалот, може да се смета како индикатор за локализација на активните корозивни региони51. Оваа нехомогена дистрибуција на Fe2+ и Fe3+ на површината на ладно валаниот SDSS може да ги промени локалните хемиски својства и да обезбеди поефикасна површина во пукањето на оксидниот филм и реакциите на корозија, со што се овозможува континуирано кородирање на основната метална матрица, што резултира со внатрешна нехомогеност и намалување на заштитните карактеристики на пасивирачкиот слој.
K-средни кластери на рабни региони на Fe L2,3 и соодветни XAS центроиди за a–c топло обработен X-PEEM и d–f ладно валан SDSS. a, d K-средни дијаграми на кластери преклопени на X-PEEM сликата. Проценетите псевдоелектродни потенцијали (епсевдо) се споменати заедно со K-средни дијаграми на кластери. Светлината на X-PEEM слика, како што е бојата на Сл. 2, е директно пропорционална на интензитетот на апсорпција на Х-зраци.
Релативно униформниот Cr, но различната хемиска состојба на Fe, доведува до различно потекло на пукање на оксидниот филм и корозивни шеми кај топло валан и ладно валан Ce-2507. Ова својство на ладно валан Ce-2507 е добро познато. Во однос на формирањето на оксиди и хидроксиди на Fe во атмосферскиот воздух, следните реакции се затворени во оваа работа како неутрални реакции:
Врз основа на мерењето на X-PEEM, горенаведената реакција се случила во следните случаи. Мало рамо што одговара на Fe0 е поврзано со основното метално железо. Реакцијата на металниот Fe со околината доведува до формирање на слој Fe(OH)2 (равенка (5)), кој го засилува сигналот Fe2+ во XAS на L-работ на Fe. Продолжената изложеност на воздух ќе резултира со формирање на оксиди на Fe3O4 и/или Fe2O3 по Fe(OH)252,53. Два типа на стабилен Fe, Fe3O4 и Fe2O3, исто така можат да се формираат во заштитен слој богат со Cr3+, каде што Fe3O4 претпочита униформна и кохезивна структура. Присуството на двата резултира со мешани оксидациски состојби (спектар XAS-1). Спектарот XAS-2 главно одговара на Fe3O4. Додека спектрите XAS-3 забележани на неколку позиции укажуваат на целосна конверзија во γ-Fe2O3. Бидејќи необвитканите Х-зраци имаат длабочина на пенетрација од приближно 50 nm, сигналот од основниот слој резултира со поголем интензитет на А-пикот.
XRD спектарот покажува дека компонентата на Fe во оксидниот филм има слоевита структура, која е комбинирана со слојот од Cr оксид. За разлика од пасивната карактеристика на корозијата поради локалната нехомогеност на Cr2O317, и покрај униформниот слој на Cr2O3 во оваа студија, во овој случај е забележана ниска отпорност на корозија, особено за ладно валани примероци. Набљудуваното однесување може да се разбере како хетерогеност на хемиската оксидациска состојба на горниот слој (Fe) што влијае на перформансите на корозија. Бавниот пренос на метални или кислородни јони во решетката поради истата стехиометрија на горните (Fe оксид) и долните слоеви (Cr оксид)52,53 доведува до подобра интеракција (адхезија) меѓу нив. Ова, пак, ја подобрува отпорноста на корозија. Затоа, континуираната стехиометрија, односно една оксидациска состојба на Fe, е подобра од наглите стехиометриски промени. Термички деформираниот SDSS има поуниформна површина и погуст заштитен слој, што обезбедува подобра отпорност на корозија. Сепак, за ладно валан SDSS, присуството на острови богати со Fe3+ под заштитниот слој го уништува интегритетот на површината и предизвикува галванска корозија на блиската подлога, што доведува до намалување на Rp (Табела 1) во EIS спектрите и нејзината отпорност на корозија. Затоа, локално дистрибуираните острови богати со Fe3+ поради пластична деформација главно влијаат на перформансите на отпорност на корозија, што е пробив во оваа работа. Затоа, оваа студија претставува спектромикрографии на намалувањето на отпорноста на корозија поради пластична деформација на проучуваните SDSS примероци.
Понатаму, додека легирањето на ретки земни елементи во двофазните челици има подобри перформанси, интеракцијата на овој додаден елемент со поединечната челична матрица во однос на однесувањето на корозија останува нејасна врз основа на набљудувањата со спектроскопска микроскопија. Сигналот Ce (по должината на M-работ на XAS) се појавува само на неколку позиции 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 механичките својства на SDSS не се подобрени6,7, присуството на REE ја намалува големината на инклузиите и се смета дека го потиснува вдлабнувањето на почетокот54.
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. Одговоривме на прашањето зошто не'рѓосувачкиот челик кородира дури и кога е обложен со заштитен оксиден слој со квантитативно проучување на микроструктурата, хемиската состојба на површинските карактеристики и обработката на сигналот со користење на K-средства групирање. Утврдено е дека островите богати со Fe3+, вклучувајќи ја нивната октаедарска и тетраедарска координација низ целата структура на мешан Fe2+/Fe3+, се извор на уништување на оксидниот филм и извор на корозија на ладно валан 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 направени во одредувањето на ефектот на наноразмерната хемиска хетерогеност врз корозијата, се очекува дека оваа работа ќе ги инспирира инженерските процеси за подобрување на отпорноста на корозија на не'рѓосувачките челици за време на производството на челик.
За да се подготват инготите Ce-2507 SDSS што се користат во оваа студија, мешаните компоненти, вклучувајќи ја и главната легура Fe-Ce запечатена со цевки од чисто железо, беа стопени во индукциска печка со средна фреквенција од 150 кг за да се произведе стопен челик и се истурија во калапи за леење. Измерените хемиски состави (теж. %) се наведени во Дополнителната табела 2. Инготот прво се обликува топло во блокови. Потоа челикот се жари на 1050°C 60 минути до цврст раствор, а потоа се гаси 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 за обработка (φ10 mm × 15 mm) за топло пресување со оската на цилиндарот паралелна со насоката на деформација на блокот. Компресијата на висока температура беше извршена со константна брзина на деформација во опсег од 0,01-10 s-1 на различни температури во опсег од 1000-1150°C со помош на термички симулатор Gleeble-3800. Пред деформацијата, примероците беа загревани на избраната температура со брзина од 10 °C s-1 во тек на 2 минути за да се елиминира температурниот градиент. По постигнување на униформност на температурата, примероците беа деформирани до вистинска вредност на деформација од 0,7. По деформацијата, веднаш се гаси со вода за да се одржи деформираната структура. Потоа стврднатите примероци беа сечени паралелно со насоката на компресија. За оваа конкретна студија, избравме примерок термички деформиран на 1050°C, 10 s-1 поради поголемата забележана микротврдост од другите примероци7.
Масовните примероци (80 × 10 × 17 mm3) од цврстиот раствор Ce-2507 беа тестирани на трифазна асинхрона машина за деформација со два рола LG-300, која ги обезбеди најдобрите механички својства меѓу сите други класи на деформација6. Стапката на деформација и намалувањето на дебелината беа 0,2 m·s-1 и 5% за секоја патека, соодветно.
За електрохемиско мерење на SDSS по ладно валање до намалување на дебелината од 90% (1,0 еквивалент на вистинска деформација) и топло пресување до 0,7 вистинска деформација на 1050 oC и 10 s-1 беше користена електрохемиска работна станица Autolab PGSTAT128N. 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 примерокот беше истурен со епоксидна смола, оставајќи работна отворена површина од 1 cm2 како работна електрода (долната површина на цилиндричниот примерок). Бидете внимателни за време на стврднувањето на епоксидот и за време на последователното шмирглање и полирање за да избегнете пукање. Работната површина е прелиена и полирана со суспензија за дијамантско полирање со големина на честички од 1 микрон, исчистена со дестилирана вода и етанол и сушена на ладен воздух. Пред електрохемиските мерења, полираните примероци беа изложени на воздух неколку дена за да се формира природен оксиден филм. Воден раствор од FeCl3 (6,0 тежински%), стабилизиран со HCl до pH = 1,0 ± 0,01, е користен за забрзување на корозијата на не'рѓосувачки челик55, бидејќи се наоѓа во агресивни средини каде што се присутни хлоридни јони со силна оксидирачка моќ и ниска pH вредност како што е наведено од ASTM. Предложените стандарди се G48 и A923. Примероците беа потопени во растворот за тестирање 1 час пред да се преземат какви било мерења за да се постигне состојба блиска до стационарна. За цврст раствор, топло обработени и ладно валани примероци, опсегот на фреквенција на мерење на импедансата беше 1 × 105 ~ 0,1 Hz, а потенцијалот на отворено коло (OPS) беше 5 mV, што беше 0,39, 0,33 и 0,25 VSCE, соодветно. Секој електрохемиски тест на кој било примерок беше повторен најмалку три пати под исти услови за да се обезбеди репродуктивност на податоците.
За мерењата на HE-SXRD, правоаголни дуплекс челични блокови од 1 × 1 × 1,5 mm3 беа измерени на високоенергетска Brockhouse виглер линија во CLS, Канада, за да се квантифицира фазниот состав56. Собирањето податоци беше извршено на собна температура во геометрија на Debye-Scherrer или транспортна геометрија. Брановата должина на Х-зраците калибрирани 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 е поставен 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. Секој од овие податоци беше собран со помош на детектор за површина Perkin Elmer, детектор за рендген со рамен панел, 200 µm пиксели, 40 × 40 cm2, користејќи време на експозиција од 0,3 секунди и 120 слики.
X-PEEM мерењата на два избрани моделни системи беа извршени на крајната станица PEEM на линијата Beamline MAXPEEM 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 зракот се добива со мерење на излезниот спектар на јоните од N 1 s до 1\(\pi _g^ \ast\) од регионот на побудување со hv = 401 eV во N2 и зависноста на енергијата на фотонот од E3/2.57. Спектралното вклопување даде ΔE (спектрална ширина на линијата) ~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 通蛿0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C缹缘,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 逹0过 70 过单色器 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 M.Така, кога се користи модифициран SX-700 монохроматор и Si решетка од 1200 линии.3, Cr раб 2p L2.3, Ni раб 2p L2.3 и Ce раб M4.5.Проширете ја енергијата на фотонот во чекори од 0,2 eV. За секоја енергија, PEEM сликите беа снимени со помош на TVIPS F-216 CMOS детектор со 2 x 2 бининг оптичка врска што обезбедува 1024 × 1024 пиксели во видно поле од 20 µm. Времето на експозиција на сликите е 0,2 секунди, со просек од 16 слики. Енергијата на сликата од фотоелектронот е избрана на таков начин што ќе обезбеди максимален секундарен електронски сигнал. Сите мерења се вршат при нормална инциденца на линеарно поларизиран фотонски зрак. За повеќе информации за мерењата, видете претходна студија58. По проучувањето на режимот на детекција на вкупен принос на електрони (TEY)59 и неговата примена во X-PEEM, длабочината на детекција на овој метод се проценува на ~4–5 nm за Cr сигналот и ~6 nm за Fe сигналот. Длабочината на Cr е многу блиску до дебелината на оксидниот филм (~4 nm)60,61 додека длабочината на Fe е поголема од дебелината на оксидниот филм. XAS собраната во близина на работ на FeL е мешавина од железен оксид XAS и FeO од матрицата. Во првиот случај, интензитетот на емитираните електрони се должи на 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, да стигнат до површината и да бидат собрани од анализаторот. Во овој случај, сигналот Fe0 главно се должи на LVV Auger електроните и секундарните електрони емитирани од нив. Покрај тоа, интензитетот на TEY што го придонесуваат овие електрони се распаѓа за време на патеката на бегство на електроните49, дополнително намалувајќи го спектралниот потпис на Fe0 во мапата на железниот XAS.
Интегрирањето на рударството на податоци во коцки од податоци (X-PEEM податоци) е клучен чекор во извлекувањето на релевантни информации (хемиски или физички својства) на повеќедимензионален начин. Кластерирањето со K-меанси е широко користено во неколку области, вклучувајќи машинска визија, обработка на слики, ненадгледувано препознавање на шаблони, вештачка интелигенција и класификаторска анализа24. На пример, кластерирањето со K-меанси е добро применето за групирање на хиперспектрални податоци од слики62. Во принцип, за податоци од повеќе објекти, алгоритмот K-меанси може лесно да ги групира според информациите за нивните атрибути (карактеристики на енергијата на фотоните). Кластерирањето со K-меанси е итеративен алгоритам за партиционирање 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-меанси се состои од два чекора: првиот чекор ги пресметува K центроидите, а вториот чекор ја доделува секоја точка на кластер со соседни центроиди. Тежиштето на кластерот е дефинирано како аритметичка средина од точките на податоци (XAS спектри) на тој кластер. Постојат различни растојанија за дефинирање на соседните центроиди како Евклидови растојанија. За влезна слика од px, y (x и y се резолуција 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 го степенот на припадност на сите пиксели според тековниот центроид. На пример, тој 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 кластерот се високо корелирани со оптималниот избор на почетните центроиди63. 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 енергетскиот спектрален режим на фотоните. K-means алгоритмот беше користен за истражување на регионите од интерес во X-PEEM податоците со одвојување на пикселите (кластери или подблокови) според нивните спектрални карактеристики и извлекување на најдобриот центроид (XAS спектрална крива) за секој аналит (кластер). Се користи за проучување на просторната распределба, локалните спектрални промени, однесувањето на оксидација и хемиската состојба. 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 (микроструктурни региони) беа тестирани за да се пронајдат најдобрите кластери и центроиди. Кога ќе се прикаже графиконот, пикселите се прераспределуваат на точните 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 од соодветниот автор на WC по разумно барање.
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.проект. фрактал. 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, 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.антикорозивен. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Барела С. и др. Оксидирачки својства на корозија 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. E3S вебинар. 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Кингкланг, С. и Утаисансук, В. Истражување на однесувањето при топла деформација на дуплекс не'рѓосувачки челик тип 2507. Метал.алма матер. транс. А 48, 95–108 (2017).
Џоу, Т. и др. Ефект на контролирано ладно валање врз микроструктурата и механичките својства на цериум-модифициран супер-дуплекс SAF 2507 не'рѓосувачки челик. Алма матер. Науката. Проект. А 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Структура предизвикана од топла деформација и механички својства 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.корозија. науката. 164, 108359 (2020).