Спасибо за посещение сайта Nature.com. Версия вашего браузера имеет ограниченную поддержку CSS. Для наилучшего взаимодействия с сайтом мы рекомендуем использовать обновлённую версию браузера (или отключить режим совместимости в Internet Explorer). В настоящее время, для обеспечения дальнейшей поддержки, мы будем отображать сайт без стилей и JavaScript.
Широко используемая нержавеющая сталь и ее кованые аналоги устойчивы к коррозии в условиях окружающей среды благодаря пассивирующему слою, состоящему из оксида хрома. Коррозия и эрозия стали традиционно связываются с разрушением этих слоев, но редко на микроскопическом уровне, в зависимости от происхождения неоднородности поверхности. В данной работе наноразмерная химическая неоднородность поверхности, обнаруженная с помощью спектроскопической микроскопии и хемометрического анализа, неожиданно оказалась доминирующей в процессе разложения и коррозии холоднокатаной модифицированной церием супердуплексной нержавеющей стали 2507 (SDSS) во время ее горячей деформации. С другой стороны, хотя рентгеновская фотоэлектронная микроскопия показала относительно равномерное покрытие естественного слоя Cr2O3, холоднокатаная SDSS показала плохие результаты пассивации из-за локализованного распределения богатых Fe3+ наноостровков на слое оксида Fe/Cr. Эти знания на атомном уровне обеспечивают глубокое понимание коррозии нержавеющей стали и, как ожидается, помогут в борьбе с коррозией аналогичных высоколегированных металлов.
С момента изобретения нержавеющей стали коррозионная стойкость феррохромовых сплавов объясняется наличием хрома, который образует прочный оксид/оксигидроксид, проявляющий пассивирующее поведение в большинстве сред. По сравнению с обычными (аустенитными и ферритными) нержавеющими сталями, супердуплексные нержавеющие стали (СДНС) с лучшей коррозионной стойкостью обладают превосходными механическими свойствами1,2,3. Повышенная механическая прочность позволяет создавать более легкие и компактные конструкции. В свою очередь, экономичная СДНС обладает высокой устойчивостью к точечной и щелевой коррозии, что приводит к увеличению срока службы и расширению областей применения в системах контроля загрязнения, химических контейнерах и морской нефтегазовой промышленности4. Однако узкий диапазон температур термообработки и плохая формуемость препятствуют ее широкому практическому применению. Поэтому СДНС были модифицированы для улучшения вышеуказанных свойств. Например, в СДНС 2507 (Ce-2507) были введены модификации Ce и высокие добавки N6,7,8. Подходящая концентрация редкоземельного элемента (Ce) в 0,08 мас.% оказывает благоприятное воздействие на механические свойства дуплексной нержавеющей стали (ДНС), поскольку улучшает измельчение зерен и прочность границ зерен. Также улучшаются износостойкость и коррозионная стойкость, прочность на растяжение и предел текучести, а также обрабатываемость в горячем состоянии⁹. Большое количество азота может заменить дорогостоящий никель, что делает ДНС более экономически выгодной¹⁰.
В последнее время SDSS подвергается пластической деформации при различных температурах (низких, низких и высоких) для достижения превосходных механических свойств6,7,8. Однако превосходная коррозионная стойкость SDSS обусловлена ​​наличием тонкой оксидной пленки на поверхности, на которую влияют многие факторы, такие как присутствие множества фаз с различными границами зерен, нежелательные осадки и различные реакции. Внутренняя неоднородная микроструктура различных аустенитных и ферритных фаз деформируется 7. Поэтому изучение свойств микродоменов таких пленок на уровне электронной структуры имеет решающее значение для понимания коррозии SDSS и требует сложных экспериментальных методов. До сих пор методы, чувствительные к поверхности, такие как Оже-электронная спектроскопия11 и рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия12,13,14,15, а также система жесткого рентгеновского фотоэлектронного анализа, позволяют различать, но часто не разделять химические состояния одного и того же элемента в разных точках пространства на наномасштабе. Несколько недавних исследований связали локальное окисление хрома с наблюдаемым коррозионным поведением 17 аустенитных нержавеющих сталей, 18 мартенситных нержавеющих сталей и SDSS 19, 20. Однако эти исследования в основном были сосредоточены на влиянии неоднородности хрома (например, степени окисления Cr3+) на коррозионную стойкость. Латеральная неоднородность степеней окисления элементов может быть вызвана различными соединениями с одними и теми же составляющими элементами, такими как оксиды железа. Эти соединения наследуют термомеханически обработанные частицы малого размера, расположенные близко друг к другу, но различаются по составу и степени окисления16,21. Поэтому для выявления разрушения оксидных пленок и последующего образования питтинга необходимо понимание неоднородности поверхности на микроскопическом уровне. Несмотря на эти требования, количественные оценки, такие как латеральная неоднородность окисления, особенно железа в нано/атомном масштабе, до сих пор отсутствуют, и их значение для коррозионной стойкости остается неизученным. До недавнего времени химическое состояние различных элементов, таких как Fe и Ca, количественно описывалось на образцах стали с помощью рентгеновской фотоэлектронной микроскопии в мягком диапазоне (X-PEEM) на синхротронных установках на наномасштабном уровне. В сочетании с химически чувствительными методами рентгеновской абсорбционной спектроскопии (XAS) X-PEEM позволяет проводить измерения XAS с высоким пространственным и спектральным разрешением, предоставляя химическую информацию об элементном составе и его химическом состоянии с пространственным разрешением вплоть до нанометрового масштаба 23. Это спектроскопическое наблюдение места зарождения под микроскопом облегчает локальные химические эксперименты и позволяет пространственно продемонстрировать ранее неисследованные химические изменения в слое Fe.
Данное исследование расширяет преимущества метода PEEM в обнаружении химических различий на наномасштабе и представляет собой информативный метод анализа поверхности на атомном уровне для понимания коррозионного поведения Ce-2507. В нем используются данные кластерного хемометрического анализа методом K-средних24 для картирования глобального химического состава (гетерогенности) участвующих элементов, при этом их химические состояния представлены в статистическом виде. В отличие от традиционного случая коррозии, вызванной разрушением пленки оксида хрома, нынешняя низкая пассивация и низкая коррозионная стойкость объясняются локализованными наноостровками, богатыми Fe3+, вблизи слоя оксида Fe/Cr, что может быть результатом действия защитных оксидов. В месте разрушения образуется пленка, вызывающая коррозию.
Коррозионное поведение деформированного SDSS 2507 было впервые оценено с помощью электрохимических измерений. На рис. 1 показаны кривые Найквиста и Боде для выбранных образцов в кислых (pH = 1) водных растворах FeCl3 при комнатной температуре. Выбранный электролит действует как сильный окислитель, характеризующий тенденцию пассивирующей пленки к разрушению. Хотя материал не подвергался стабильному питтингу при комнатной температуре, эти анализы позволили получить представление о потенциальных событиях разрушения и процессах после коррозии. Эквивалентная схема (рис. 1d) использовалась для аппроксимации спектров электрохимической импедансной спектроскопии (ЭИС), а соответствующие результаты аппроксимации показаны в таблице 1. При тестировании образцов, подвергнутых обработке раствором и горячей обработке, появлялись неполные полукруги, в то время как соответствующие сжатые полукруги были получены при холодной прокатке (рис. 1b). В спектре ЭИС радиус полукруга можно рассматривать как поляризационное сопротивление (Rp)25,26. Значение Rp для обработанной раствором стали SDSS в таблице 1 составляет около 135 кОм·см⁻², однако для стали SDSS, подвергнутой горячей и холодной прокатке, мы видим гораздо более низкие значения — 34,7 и 2,1 кОм·см⁻² соответственно. Это значительное снижение Rp указывает на негативное влияние пластической деформации на пассивацию и коррозионную стойкость, как показано в предыдущих отчетах 27, 28, 29, 30.
a) Диаграммы Найквиста, b) и c) диаграммы Боде импеданса и фазы, а также эквивалентная схема для d, где RS — сопротивление электролита, Rp — сопротивление поляризации, а QCPE — элемент постоянной фазы оксида, используемый для моделирования неидеальной емкости (n). Измерения импедансной спектроскопии проводились при потенциале холостого хода.
Константы первого порядка показаны на диаграмме Боде, а высокочастотное плато представляет собой сопротивление электролита RS26. По мере уменьшения частоты импеданс увеличивается, и наблюдается отрицательный фазовый угол, указывающий на доминирование емкости. Фазовый угол увеличивается, сохраняя свое максимальное значение в относительно широком диапазоне частот, а затем уменьшается (рис. 1c). Однако во всех трех случаях это максимальное значение все еще меньше 90°, что указывает на неидеальное емкостное поведение из-за емкостной дисперсии. Таким образом, элемент постоянной фазы QCPE (CPE) используется для представления распределения межфазной емкости, обусловленного шероховатостью или неоднородностью поверхности, особенно с точки зрения атомного масштаба, фрактальной геометрии, пористости электрода, неравномерного потенциала и распределения тока, зависящего от поверхности. Геометрия электрода31,32. Импеданс CPE:
где j — мнимая единица, а ω — угловая частота. QCPE — не зависящая от частоты константа, пропорциональная активной открытой площади электролита. n — безразмерное степенное число, описывающее отклонение от идеального емкостного поведения конденсатора, то есть чем ближе n к 1, тем ближе CPE к чистой емкости, а если n близко к нулю, то это сопротивление. Небольшое отклонение n, близкое к 1, указывает на неидеальное емкостное поведение поверхности после поляризационного тестирования. Показатель QCPE холоднокатаной SDSS значительно выше, чем у аналогичных изделий, что означает менее однородное качество поверхности.
В соответствии с большинством коррозионностойких свойств нержавеющих сталей, относительно высокое содержание Cr в SDSS обычно приводит к превосходной коррозионной стойкости SDSS благодаря наличию пассивной защитной оксидной пленки на поверхности17. Эта пассивирующая пленка обычно богата оксидами и/или гидроксидами Cr3+, в основном состоящими из оксидов и/или (окси)гидроксидов Fe2+, Fe3+33. Несмотря на одинаковую однородность поверхности, пассивирующий оксидный слой и отсутствие видимых трещин на поверхности, как это определено микроскопическими изображениями6,7, коррозионное поведение горячедеформированных и холоднокатаных SDSS различно и поэтому требует углубленного изучения микроструктуры деформации и структурных характеристик стали.
Микроструктура деформированной нержавеющей стали была количественно исследована с использованием внутреннего и синхротронного высокоэнергетического рентгеновского излучения (дополнительные рисунки 1, 2). Подробный анализ представлен в дополнительной информации. Хотя это в основном соответствует типу основной фазы, были обнаружены различия в объемных долях фаз, которые перечислены в дополнительной таблице 1. Различие может быть обусловлено гетерогенной долей фаз на поверхности и объемной долей (рентгеновская дифракция) при различной глубине обнаружения с использованием рентгеновской дифракции с различными источниками энергии падающих фотонов. Относительно более высокая доля аустенита в холоднокатаных образцах, определенная методом рентгеновской дифракции из лабораторного источника, указывает на лучшую пассивацию и, следовательно, на лучшую коррозионную стойкость35, в то время как более точные и статистические результаты указывают на противоположные тенденции в пропорциях фаз. Кроме того, коррозионная стойкость стали также зависит от степени измельчения зерна, уменьшения размера зерна, увеличения микродеформаций и плотности дислокаций, которые происходят во время термомеханической обработки36,37,38. Образцы, подвергнутые горячей обработке, демонстрируют более зернистую структуру, указывающую на наличие зерен микронного размера, в то время как гладкие кольца, наблюдаемые в образцах, подвергнутых холодной прокатке (дополнительный рис. 3), указывают на значительное измельчение зерен до наноразмера в предыдущей работе⁶, что должно способствовать пассивации пленки и повышению коррозионной стойкости. Более высокая плотность дислокаций обычно связана с более низкой устойчивостью к питтинговой коррозии, что хорошо согласуется с электрохимическими измерениями.
Изменения химического состояния микродоменов элементарных элементов были систематически изучены с использованием X-PEEM. Несмотря на обилие легирующих элементов, здесь были выбраны Cr, Fe, Ni и Ce39, поскольку Cr является ключевым элементом для формирования пассивирующей пленки, Fe — основным элементом в стали, а Ni усиливает пассивацию и уравновешивает феррито-аустенитную фазовую структуру, а также с целью модификации Ce. Путем регулирования энергии синхротронного излучения с поверхности был нанесен слой RAS с основными свойствами Cr (край L2.3), Fe (край L2.3), Ni (край L2.3) и Ce (край M4.5). Горячая формовка и холодная прокатка Ce-2507 SDSS. Соответствующий анализ данных проводился с использованием энергетической калибровки на основе опубликованных данных (например, XAS 40, 41 на краях Fe L2, 3).
На рис. 2 показаны изображения X-PEEM горячедеформированного (рис. 2а) и холоднокатаного (рис. 2d) Ce-2507 SDSS и соответствующие края XAS Cr и Fe L2,3 в отмеченных местах. Край L2,3 XAS исследует незаполненные 3d-состояния после фотовозбуждения электронов на уровнях спин-орбитального расщепления 2p3/2 (край L3) и 2p1/2 (край L2). Информация о валентном состоянии Cr была получена из XAS на краю L2,3 на рис. 2b, e. Сравнение с результатами исследований 42,43 показало, что вблизи края L3 наблюдались четыре пика, обозначенные как A (578,3 эВ), B (579,5 эВ), C (580,4 эВ) и D (582,2 эВ), отражающие октаэдрический Cr3+, соответствующий иону Cr2O3. Экспериментальные спектры согласуются с теоретическими расчетами, показанными на панелях b и e, полученными в результате многократных вычислений кристаллического поля на границе раздела Cr L2.3 с использованием кристаллического поля 2,0 эВ44. Обе поверхности горячедеформированной и холоднокатаной стали SDSS покрыты относительно равномерным слоем Cr2O3.
a) Тепловое изображение X-PEEM термически деформированного SDSS, соответствующее b) краю Cr L2.3 и c) краю Fe L2.3; d) Тепловое изображение X-PEEM холоднокатаного SDSS, соответствующее e) краю Cr L2.3 и f) стороне края Fe L2.3 (f). Спектры XAS нанесены на тепловые изображения в различных пространственных положениях (a, d), оранжевые пунктирные линии на изображениях (b) и (e) представляют собой смоделированные спектры XAS Cr3+ со значением кристаллического поля 2,0 эВ. Для изображений X-PEEM используется тепловая палитра для улучшения читаемости изображения, где цвета от синего до красного пропорциональны интенсивности поглощения рентгеновского излучения (от низкой к высокой).
Независимо от химической среды этих металлических элементов, химическое состояние добавок легирующих элементов Ni и Ce для обоих образцов оставалось неизменным. Дополнительный рисунок. На рисунках 5-9 показаны изображения X-PEEM и соответствующие спектры XAS для Ni и Ce в различных точках на поверхности горячедеформированных и холоднокатаных образцов. Спектр XAS для Ni показывает степени окисления Ni2+ по всей измеренной поверхности горячедеформированных и холоднокатаных образцов (дополнительное обсуждение). Следует отметить, что в случае горячедеформированных образцов сигнал XAS для Ce не наблюдался, тогда как в случае холоднокатаных образцов наблюдался спектр Ce3+. Наблюдение пятен Ce в холоднокатаных образцах показало, что Ce в основном присутствует в виде преципитатов.
В термически деформированном SDSS локальных структурных изменений в спектрах XAS на краю Fe L2,3 не наблюдалось (рис. 2c). Однако в семи случайно выбранных точках холоднокатаного SDSS матрица Fe микрорегионально изменяет свое химическое состояние, как показано на рис. 2f. Кроме того, для получения точного представления об изменениях состояния Fe в выбранных местах на рис. 2f были проведены локальные исследования поверхности (рис. 3 и дополнительный рис. 10), в которых были выбраны меньшие круглые области. Спектры XAS края Fe L2,3 систем α-Fe2O3 и октаэдрических оксидов Fe2+ были смоделированы с помощью расчетов множественного кристаллического поля с использованием кристаллических полей 1,0 (Fe2+) и 1,0 (Fe3+)44. Мы отмечаем, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют разные локальные симметрии45,46, Fe3O4 представляет собой комбинацию Fe2+ и Fe3+47, а FeO45 является формально двухвалентным оксидом Fe2+ (3d6). Мы отмечаем, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют разные локальные симметрии45,46, Fe3O4 представляет собой комбинацию Fe2+ и Fe3+47, а FeO45 является формально двухвалентным оксидом Fe2+ (3d6).Следует отметить, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют разную локальную симметрию45,46, Fe3O4 сочетает в себе как Fe2+, так и Fe3+47, а FeO45 представляет собой формально двухвалентный оксид Fe2+ (3d6).Следует отметить, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют разные локальные симметрии45,46, Fe3O4 представляет собой комбинацию Fe2+ и Fe3+47, а FeO45 действует как формальный двухвалентный оксид Fe2+ (3d6). Все ионы Fe3+ в α-Fe2O3 имеют только позиции Oh, тогда как γ-Fe2O3 обычно представлен шпинелью Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 с вакансиями в позициях eg. Следовательно, ионы Fe3+ в γ-Fe2O3 имеют как позиции Td, так и Oh. Как упоминалось в предыдущей статье45, хотя соотношение интенсивностей двух ионов различно, их соотношение интенсивностей eg/t2g ≈1, тогда как в данном случае наблюдаемое соотношение интенсивностей eg/t2g составляет около 1. Это исключает возможность того, что в данной ситуации присутствует только Fe3+. Рассматривая случай Fe3O4 с Fe2+ и Fe3+, первая особенность, которая, как известно, имеет более слабый (более сильный) край L3 для Fe, указывает на меньшее (большее) число незанятых состояний t2g. Это относится и к Fe2+ (Fe3+), что показывает, что первая особенность увеличения указывает на увеличение содержания Fe2+47. Эти результаты показывают, что на холоднокатаной поверхности композитов преобладает сосуществование Fe2+ и γ-Fe2O3, α-Fe2O3 и/или Fe3O4.
Увеличенные изображения спектров XAS (a, c) и (b, d), полученные методом фотоэлектронной тепловизионной съемки, пересекающие край Fe L2,3 в различных пространственных положениях в пределах выбранных областей 2 и E на рис. 2d.
Полученные экспериментальные данные (рис. 4а и дополнительный рис. 11) нанесены на график и сопоставлены с данными для чистых соединений 40, 41, 48. Три различных типа экспериментально наблюдаемых спектров XAS L-края Fe (XAS-1, XAS-2 и XAS-3: рис. 4а). В частности, спектр 2-а (обозначенный как XAS-1) на рис. 3b, за которым следует спектр 2-b (обозначенный как XAS-2), наблюдался по всей области детектирования, в то время как спектры, подобные E-3, наблюдались на рис. 3d (обозначенный как XAS-3) в определенных местах. Как правило, для идентификации существующих валентных состояний в исследуемом образце использовались четыре параметра: (1) спектральные характеристики L3 и L2, (2) энергетические положения характеристик L3 и L2, (3) разница энергий L3-L2, (4) отношение интенсивностей L2/L3. Согласно визуальным наблюдениям (рис. 4а), на исследуемой поверхности SDSS присутствуют все три компонента железа, а именно Fe0, Fe2+ и Fe3+. Рассчитанное отношение интенсивностей L2/L3 также указывает на присутствие всех трех компонентов.
a. Смоделированные спектры XAS железа с тремя различными экспериментальными данными (сплошные линии XAS-1, XAS-2 и XAS-3 соответствуют 2-a, 2-b и E-3 на рис. 2 и 3). Сравнение октаэдров Fe2+, Fe3+ со значениями кристаллического поля 1,0 эВ и 1,5 эВ соответственно, экспериментальных данных, измеренных с помощью bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3), и соответствующих оптимизированных данных LCF (сплошная черная линия), а также в виде спектров XAS-3 со стандартами Fe3O4 (смешанное состояние железа) и Fe2O3 (чистый Fe3+).
Для количественной оценки состава оксида железа использовалась линейная комбинация (LCF) трех стандартов 40, 41, 48. LCF применялась к трем выбранным спектрам рентгеновской абсорбционной спектроскопии (XAS) L-края железа, демонстрирующим наибольший контраст, а именно XAS-1, XAS-2 и XAS-3, как показано на рис. 4b–d. При подгонке LCF во всех случаях учитывалось 10% Fe0, поскольку во всех данных наблюдался небольшой пик, а также потому, что металлическое железо является основным компонентом стали. Действительно, глубина зондирования X-PEEM для Fe (~6 нм)49 больше, чем расчетная толщина оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Действительно, глубина зондирования X-PEEM для Fe (~6 нм)49 больше, чем расчетная толщина оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая основа слоения окисления (немного > 4 нм), что позволяет определить сигнал от математической матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Действительно, глубина зондирования X-PEEM для Fe (~6 нм)49 превышает предполагаемую толщину оксидного слоя (немного >4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем.事实上, X-PEEM 对Fe（~6 нм）49 的检测深度大于估计的氧化层厚度（略> 4 нм), 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 нм） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略略> 4 нм） 允许 检测来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号信号 信号 信号Предполагается, что глубина обнаружения Fe (~6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая основа оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от матрицей матрицы (Fe0) ниже пассивного слоя. Фактически, глубина обнаружения Fe (~6 нм) 49 методом X-PEEM превышает ожидаемую толщину оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. .Для поиска наилучшего решения наблюдаемых экспериментальных данных были проведены различные комбинации Fe2+ и Fe3+. На рис. 4b показан спектр XAS-1 для комбинации Fe2+ и Fe3+, где соотношение Fe2+ и Fe3+ было примерно одинаковым (около 45%), что указывает на смешанные степени окисления Fe. В то время как для спектра XAS-2 процентное содержание Fe2+ и Fe3+ составляет ~30% и 60% соответственно. Fe2+ меньше, чем Fe3+. Соотношение Fe2+ к Fe3, равное 1:2, означает, что Fe3O4 может образовываться при том же соотношении ионов Fe. Кроме того, для спектра XAS-3 процентное содержание Fe2+ и Fe3+ составляет ~10% и 80%, что указывает на более высокую степень превращения Fe2+ в Fe3+. Как упоминалось выше, Fe3+ может происходить из α-Fe2O3, γ-Fe2O3 или Fe3O4. Для понимания наиболее вероятного источника Fe3+, спектр XAS-3 был построен с использованием различных стандартов Fe3+ (рис. 4e), демонстрируя сходство с обоими стандартами при рассмотрении пика B. Однако интенсивность плечевых пиков (A: от Fe2+) и отношение интенсивностей B/A указывают на то, что спектр XAS-3 близок, но не совпадает со спектром γ-Fe2O3. По сравнению с объемным γ-Fe2O3, пик Fe 2p XAS образца A SDSS имеет несколько более высокую интенсивность (рис. 4e), что указывает на более высокую интенсивность Fe2+. Хотя спектр XAS-3 похож на спектр γ-Fe2O3, где Fe3+ присутствует в положениях Oh и Td, идентификация различных валентных состояний и координации только вдоль края L2,3 или отношения интенсивностей L2/L3 остается проблемой, которая является предметом продолжающихся дискуссий из-за сложности различных факторов, влияющих на конечный спектр41.
В дополнение к описанным выше спектральным различиям в химическом состоянии выбранных областей интереса, глобальная химическая неоднородность ключевых элементов Cr и Fe также оценивалась путем классификации всех спектров XAS, полученных на поверхности образца, с использованием метода кластеризации K-средних. Профили краев Cr L формируют два оптимальных кластера, пространственно распределенных в образцах после горячей и холодной прокатки, показанных на рис. 5. Очевидно, что локальные структурные изменения не воспринимаются как схожие, поскольку центроиды двух спектров XAS Cr сопоставимы. Эти спектральные формы двух кластеров практически идентичны формам, соответствующим Cr2O342, что означает, что слои Cr2O3 относительно равномерно распределены на SDSS.
Cr L — кластеры краевых областей K-средних, а b — соответствующие центроиды XAS. Результаты сравнения K-средних X-PEEM холоднокатаной SDSS: c — краевая область Cr L2.3 кластеров K-средних и d — соответствующие центроиды XAS.
Для иллюстрации более сложных карт края FeL были использованы четыре и пять оптимизированных кластеров и соответствующие им центроиды (спектральные профили) для образцов, подвергнутых горячей и холодной прокатке, соответственно. Таким образом, процентное содержание (%) Fe2+ и Fe3+ можно получить путем аппроксимации LCF, показанной на рис. 4. Псевдоэлектродный потенциал Epseudo как функция Fe0 использовался для выявления микрохимической неоднородности поверхностной оксидной пленки. Epseudo приблизительно оценивается с помощью правила смешивания.
где \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) равно \(\rm{Fe} + 2e^ – \ до \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 и 0,036 В соответственно. Области с более низким потенциалом имеют более высокое содержание соединения Fe3+. Распределение потенциала в термически деформированных образцах имеет слоистый характер с максимальным изменением около 0,119 В (рис. 6a, b). Это распределение потенциала тесно связано с топографией поверхности (рис. 6a). Других позиционно-зависимых изменений в нижележащей слоистой внутренней части не наблюдалось (рис. 6b). Напротив, для соединения разнородных оксидов с различным содержанием Fe2+ и Fe3+ в холоднокатаной SDSS можно наблюдать неоднородный характер псевдопотенциала (рис. 6c, d). Оксиды и/или (окси)гидроксиды Fe3+ являются основными компонентами ржавчины в стали и проницаемы для кислорода и воды50. В этом случае островки, богатые Fe3+, считаются локально распределенными и могут рассматриваться как корродированные участки. В то же время градиент потенциального поля, а не абсолютное значение потенциала, может использоваться в качестве индикатора локализации активных очагов коррозии. Такое неравномерное распределение Fe2+ и Fe3+ на поверхности холоднокатаной стали SDSS может изменить локальный химический состав и обеспечить более практичную активную поверхность для разрушения оксидной пленки и коррозионных реакций, что позволяет продолжать коррозию нижележащей металлической матрицы, приводя к внутренней коррозии, неоднородности свойств и снижению защитных свойств пассивирующего слоя.
Кластеры K-средних и соответствующие центроиды XAS в области края Fe L2.3 горячедеформированного образца X-PEEM ac и df холоднокатаной SDSS. a, d Диаграммы кластеров K-средних, наложенные на изображения X-PEEM. Вычисленный псевдоэлектродный потенциал (Epseudo) указан вместе с диаграммой кластеров K-средних. Яркость изображения X-PEEM, как и цвет на рис. 2, пропорциональна интенсивности поглощения рентгеновского излучения.
Относительно однородное содержание хрома, но различное химическое состояние железа приводит к различным повреждениям оксидной пленки и характеру коррозии в горячекатаном и холоднокатаном сплаве Ce-2507. Это свойство холоднокатаного Ce-2507 хорошо изучено. Что касается образования оксидов и гидроксидов железа в окружающем воздухе при этой практически нейтральной обработке, то реакции протекают следующим образом:
Вышеописанные реакции происходят в следующих сценариях, основанных на анализе X-PEEM. Небольшой выступ, соответствующий Fe0, связан с нижележащим металлическим железом. Реакция металлического Fe с окружающей средой приводит к образованию слоя Fe(OH)2 (уравнение (5)), который усиливает сигнал Fe2+ в XAS на L-крае Fe. Длительное воздействие воздуха может привести к образованию оксидов Fe3O4 и/или Fe2O3 после Fe(OH)252,53. Две стабильные формы Fe, Fe3O4 и Fe2O3, также могут образовываться в богатом Cr3+ защитном слое, причем Fe3O4 предпочитает однородную и липкую структуру. Присутствие обеих приводит к смешанным степеням окисления (спектр XAS-1). Спектр XAS-2 в основном соответствует Fe3O4. В то время как наблюдение спектров XAS-3 в нескольких местах указывает на полное превращение в γ-Fe2O3. Поскольку глубина проникновения развернутых рентгеновских лучей составляет около 50 нм, сигнал от нижнего слоя приводит к более высокой интенсивности пика А.
Спектр рентгеновского поглощения (XPA) показывает, что компонент Fe в оксидной пленке имеет слоистую структуру, объединенную со слоем оксида Cr. В отличие от признаков пассивации, обусловленных локальной неоднородностью Cr2O3 во время коррозии, несмотря на однородный слой Cr2O3 в данной работе, в этом случае наблюдается низкая коррозионная стойкость, особенно для холоднокатаных образцов. Наблюдаемое поведение можно объяснить неоднородностью химической степени окисления в верхнем слое (Fe), что влияет на коррозионные свойства. Благодаря одинаковой стехиометрии верхнего слоя (оксид железа) и нижнего слоя (оксид хрома)52,53 лучшее взаимодействие (адгезия) между ними приводит к замедлению переноса ионов металла или кислорода в кристаллической решетке, что, в свою очередь, приводит к повышению коррозионной стойкости. Поэтому непрерывное стехиометрическое соотношение, то есть одна степень окисления Fe, предпочтительнее резких стехиометрических изменений. Термодеформированная сталь SDSS имеет более однородную поверхность, более плотный защитный слой и лучшую коррозионную стойкость. В случае холоднокатаной стали SDSS наличие богатых ионами Fe3+ островков под защитным слоем нарушает целостность поверхности и вызывает гальваническую коррозию с близлежащей подложкой, что приводит к резкому падению Rp (таблица 1). Спектр EIS и его коррозионная стойкость снижаются. Видно, что локальное распределение богатых ионами Fe3+ островков вследствие пластической деформации в основном влияет на коррозионную стойкость, что является прорывом в данной работе. Таким образом, в этом исследовании представлены спектроскопические микроскопические изображения снижения коррозионной стойкости образцов SDSS, исследованных методом пластической деформации.
Кроме того, хотя легирование двухфазных сталей редкоземельными элементами демонстрирует лучшие характеристики, взаимодействие этого элемента-добавки с отдельной стальной матрицей с точки зрения коррозионного поведения, согласно данным спектроскопической микроскопии, остается неясным. Появление сигналов Ce (через M-края XAS) наблюдается лишь в нескольких местах во время холодной прокатки, но исчезает во время горячей деформации SDSS, что указывает на локальное осаждение Ce в стальной матрице, а не на гомогенное легирование. Хотя присутствие редкоземельных элементов не значительно улучшает механические свойства SDSS6,7, оно уменьшает размер включений и, как полагают, препятствует питтинговой коррозии в исходной области54.
В заключение, данная работа раскрывает влияние неоднородности поверхности на коррозию нержавеющей стали 2507 SDSS, модифицированной церием, путем количественного определения химического состава наночастиц. Мы отвечаем на вопрос, почему нержавеющая сталь корродирует даже под защитным оксидным слоем, количественно определяя ее микроструктуру, химический состав поверхности и обработку сигналов с использованием кластеризации методом K-средних. Установлено, что островки, богатые Fe3+, включая их октаэдрическую и тетраэдрическую координацию вдоль всей характеристики смешанного Fe2+/Fe3+, являются источником повреждений и коррозии холоднокатаной оксидной пленки SDSS. Наноостровки, в которых преобладает Fe3+, приводят к низкой коррозионной стойкости даже при наличии достаточного стехиометрического пассивирующего слоя Cr2O3. Помимо методологических достижений в определении влияния наноразмерной химической неоднородности на коррозию, ожидается, что текущая работа вдохновит инженерные процессы на улучшение коррозионной стойкости нержавеющих сталей в процессе сталеплавильного производства.
Для получения слитка Ce-2507 SDSS, использованного в данном исследовании, смешанный состав, включающий лигатуру Fe-Ce, герметизированную трубкой из чистого железа, был расплавлен в индукционной печи средней частоты массой 150 кг для получения расплавленной стали и залит в форму. Измеренные химические составы (мас.%) приведены в дополнительной таблице 2. Слитки сначала подвергались горячей ковке в блоки. Затем они отжигались при 1050 °C в течение 60 мин для получения стали в состоянии твердого раствора, а затем закаливались в воде до комнатной температуры. Изучаемые образцы были подробно исследованы с помощью ТЭМ и ДЭУ для изучения фаз, размера зерен и морфологии. Более подробная информация об образцах и процессе производства содержится в других источниках6,7.
Цилиндрические образцы (φ10 мм × 15 мм) для горячего прессования обрабатывались таким образом, чтобы ось цилиндра была параллельна направлению деформации блока. Высокотемпературное прессование проводилось при различных температурах в диапазоне 1000–1150 °C с использованием термосимулятора Gleeble-3800 при постоянной скорости деформации в диапазоне 0,01–10 с⁻¹. Перед деформацией образцы нагревали со скоростью 10 °C с⁻¹ в течение 2 мин при выбранной температуре для устранения температурного градиента. После достижения равномерности температуры образец деформировали до истинного значения деформации 0,7. После деформации образцы немедленно охлаждали водой для сохранения деформированной структуры. Затем закаленный образец разрезали параллельно направлению сжатия. Для данного исследования мы выбрали образец с условиями горячей деформации 1050 °C, 10 с⁻¹, поскольку наблюдаемая микротвердость была выше, чем у других образцов⁷.
Массивные образцы твердого раствора Ce-2507 (80 × 10 × 17 мм³) были использованы в трехфазном асинхронном двухвалковом прокатном стане LG-300, показавшем наилучшие механические свойства среди всех других уровней деформации⁶. Скорость деформации и уменьшение толщины для каждого пути составляют 0,2 м·с⁻¹ и 5 % соответственно.
Для электрохимических измерений SDSS использовалась электрохимическая рабочая станция Autolab PGSTAT128N после холодной прокатки с уменьшением толщины на 90% (1,0 эквивалентная истинная деформация) и после горячего прессования при 1050°C в течение 10 с⁻¹ до истинной деформации 0,7. Рабочая станция имеет трехэлектродную ячейку с насыщенным каломельным электродом в качестве электрода сравнения, графитовым противоэлектродом и образцом SDSS в качестве рабочего электрода. Образцы были нарезаны на цилиндры диаметром 11,3 мм, к боковым сторонам которых были припаяны медные проволоки. Затем образцы были зафиксированы эпоксидной смолой, оставляя рабочую открытую область 1 см² в качестве рабочего электрода (нижняя сторона цилиндрического образца). Во время отверждения эпоксидной смолы и последующей шлифовки и полировки необходимо соблюдать осторожность, чтобы избежать растрескивания. Рабочие поверхности были отшлифованы и отполированы алмазной полировальной суспензией с размером частиц 1 мкм, промыты дистиллированной водой и этанолом и высушены холодным воздухом. Перед электрохимическими измерениями полированные образцы выдерживали на воздухе в течение нескольких дней для образования естественной оксидной пленки. Для ускорения коррозии нержавеющей стали55 использовали водный раствор FeCl3 (6,0 мас.%), стабилизированный до pH = 1,0 ± 0,01 с помощью HCl в соответствии с рекомендациями ASTM, поскольку он вызывает коррозию в присутствии хлорид-ионов с сильной окислительной способностью и низким pH в соответствии с экологическими стандартами G48 и A923. Перед проведением каких-либо измерений образец погружали в тестовый раствор на 1 час для достижения почти стационарного состояния. Для образцов твердого раствора, горячекатаных и холоднокатаных образцов измерения импеданса проводили при потенциалах разомкнутой цепи (OPC) 0,39, 0,33 и 0,25 В соответственно, в диапазоне частот от 1105 до 0,1 Гц с амплитудой 5 мВ. Все химические испытания повторяли не менее 3 раз в одинаковых условиях для обеспечения воспроизводимости данных.
Для измерений HE-SXRD были использованы прямоугольные блоки из дуплексной стали размером 1 × 1 × 1,5 мм³ для количественного определения фазового состава пучка высокоэнергетического вигглера Брокхауса в CLS, Канада56. Сбор данных проводился в геометрии Дебая-Шеррера или геометрии пропускания при комнатной температуре. Длина волны рентгеновского излучения, откалиброванная с помощью калибратора LaB6, составляет 0,212561 Å, что соответствует 58 кэВ, что значительно выше, чем у Cu Kα (8 кэВ), обычно используемого в качестве лабораторного источника рентгеновского излучения. Образец располагался на расстоянии 740 мм от детектора. Объем детектирования каждого образца составляет 0,2 × 0,3 × 1,5 мм³, который определяется размером пучка и толщиной образца. Все данные были собраны с использованием плоскопанельного рентгеновского детектора Perkin Elmer с разрешением 200 мкм (пиксели), размером 40×40 см², временем экспозиции 0,3 с и 120 кадрами.
Измерения X-PEEM двух выбранных модельных систем проводились на конечной станции PEEM линии MAXPEEM в лаборатории MAX IV (Лунд, Швеция). Образцы были подготовлены так же, как и для электрохимических измерений. Подготовленные образцы выдерживались на воздухе в течение нескольких дней и дегазировались в камере сверхвысокого вакуума перед облучением синхротронными фотонами. Энергетическое разрешение линии пучка было получено путем измерения спектра выхода ионов в области возбуждения от N 1 ​​s до 1\(\pi _g^ \ast\) вблизи hv = 401 эВ в N2 с зависимостью энергии фотона от E3/2 , 57. Приближенные спектры дали ΔE (ширина спектральной линии) около 0,3 эВ в измеренном диапазоне энергий. Таким образом, энергетическое разрешение линии пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000, а поток ≈1012 фотонов/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с кремниевой решеткой с 1200 линиями на мм−1 для края Fe 2p L2,3, края Cr 2p L2,3, края Ni 2p L2,3 и края Ce M4,5. Таким образом, энергетическое разрешение линии пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000, а поток ≈1012 фотонов/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с кремниевой решеткой с 1200 линиями на мм−1 для края Fe 2p L2.3, края Cr 2p L2.3, края Ni 2p L2.3 и края Ce M4.5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка оценивалось как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 и поток ≈1012 ф/с при модифицированном монохроматоре SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Се М4,5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 и поток ≈1012 ф/с с использованием модифицированного монохроматора SX-700 с кремниевой решеткой с 1200 линиями/мм для края Fe 2p L2,3, края Cr 2p L2.3, края Ni 2p L2.3 и края Ce M4.5.因此,光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 和通量≈1012 Ф/с, 通过使用带有Si 1200线mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缘和Ce M4,5边缘。因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S ， 使用 带有 带有1200 线 мм-1 光栅 改进 的 SX-700 于 于 于 用 用 用 Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3边缘和Ce M4.5 边缘。Таким образом, при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с кремниевой дифракционной решеткой с 1200 линиями. 3, Cr край 2p L2.3, Ni край 2p L2.3 и Ce край M4.5.Сканирование энергии фотонов проводилось с шагом 0,2 эВ. При каждой энергии изображения PEEM регистрировались с помощью оптоволоконного CMOS-детектора TVIPS F-216 с бинами 2 x 2, обеспечивающего разрешение 1024 x 1024 пикселей в поле зрения 20 мкм. Время экспозиции изображений составляло 0,2 с, усреднение по 16 кадрам. Энергия фотоэлектронного изображения выбиралась таким образом, чтобы обеспечить максимальный сигнал вторичных электронов. Все измерения проводились при нормальном падении с использованием линейно поляризованного пучка фотонов. Более подробная информация об измерениях приведена в предыдущем исследовании. После изучения режима детектирования полного выхода электронов (TEY) и его применения в X-PEEM49, глубина пробного измерения этого метода оценивается примерно в 4-5 нм для сигнала Cr и около 6 нм для Fe. Глубина Cr очень близка к толщине оксидной пленки (~4 нм)60,61, в то время как глубина Fe больше толщины. Рентгенодифракционный спектр, полученный на краю полосы Fe L, представляет собой смесь рентгенодифракционных спектров оксидов железа и Fe0 из матрицы. В первом случае интенсивность испускаемых электронов обусловлена ​​всеми возможными типами электронов, вносящих вклад в общий энергетический обмен (TEY). Однако для чистого сигнала железа требуется более высокая кинетическая энергия для прохождения электронов через слой оксида к поверхности и их сбора анализатором. В этом случае сигнал Fe0 в основном обусловлен электронами Оже LVV, а также вторичными электронами, испускаемыми ими. Кроме того, интенсивность TEY, вносимая этими электронами, уменьшается во время прохождения электронов, что еще больше снижает спектральный отклик Fe0 на карте рентгеновской абсорбционной спектроскопии железа.
Интеграция интеллектуального анализа данных в куб данных (данные X-PEEM) является ключевым шагом в извлечении релевантной информации (химических или физических свойств) в многомерном подходе. Кластеризация методом K-средних широко используется в различных областях, включая машинное зрение, обработку изображений, неконтролируемое распознавание образов, искусственный интеллект и классификационный анализ. Например, кластеризация методом K-средних хорошо зарекомендовала себя при кластеризации гиперспектральных изображений. В принципе, для данных с множеством признаков алгоритм K-средних может легко группировать их на основе информации об их атрибутах (свойствах энергии фотонов). Кластеризация методом K-средних — это итеративный алгоритм для разделения данных на K непересекающихся групп (кластеров), где каждый пиксель принадлежит определенному кластеру в зависимости от пространственного распределения химической неоднородности в микроструктурном составе стали. Алгоритм K-средних включает два этапа: на первом этапе вычисляются K центроидов, а на втором этапе каждой точке присваивается кластер с соседними центроидами. Центр тяжести кластера определяется как среднее арифметическое значений точек данных (спектр XAS) для этого кластера. Существуют различные расстояния для определения соседних центроидов в виде евклидова расстояния. Для входного изображения размером px,y (где x и y — разрешение в пикселях) CK является центром тяжести кластера; это изображение затем может быть сегментировано (кластеризовано) на K кластеров с использованием алгоритма K-средних63. Заключительные шаги алгоритма кластеризации K-средних:
Шаг 2. Вычислите принадлежность всех пикселей к текущему центроиду. Например, она вычисляется на основе евклидова расстояния d между центром и каждым пикселем:
Шаг 3. Присвойте каждому пикселю ближайший центроид. Затем пересчитайте K позиций центроидов следующим образом:
Шаг 4. Повторяйте процесс (уравнения (7) и (8)) до тех пор, пока центроиды не сойдутся. Результаты окончательного качества кластеризации сильно коррелируют с наилучшим выбором начальных центроидов. Для структуры данных PEEM изображений стали обычно X (x × y × λ) представляет собой куб трехмерных массивов данных, где оси x и y представляют пространственную информацию (разрешение пикселей), а ось λ соответствует спектральной картине энергии фотонов. Алгоритм K-средних используется для исследования областей интереса в данных X-PEEM путем разделения пикселей (кластеров или подблоков) в соответствии с их спектральными характеристиками и извлечения наилучших центроидов (спектральных профилей XAS) для каждого аналита. Он используется для изучения пространственного распределения, локальных спектральных изменений, поведения при окислении и химических состояний. Например, алгоритм кластеризации K-средних был использован для областей L-края Fe и L-края Cr в данных X-PEEM горячедеформированной и холоднокатаной стали. Для поиска оптимальных кластеров и центроидов было протестировано различное количество K кластеров (областей микроструктуры). При отображении этих чисел пиксели переназначаются соответствующим центроидам кластеров. Каждое цветовое распределение соответствует центру кластера, показывая пространственное расположение химических или физических объектов. Извлеченные центроиды представляют собой линейные комбинации чистых спектров.
Данные, подтверждающие результаты данного исследования, могут быть предоставлены по обоснованному запросу у соответствующего автора WC.
Зиурин, Х. и Сандстрём, Р. Вязкость разрушения сварного дуплексного нержавеющего стали. Зиурин, Х. и Сандстрём, Р. Вязкость разрушения сварного дуплексного нержавеющего стали. Сьерин Х. и Сандстрем Р. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Зиурин, Х. и Сандстрём, Р. Вязкость разрушения сварных швов из дуплексной нержавеющей стали. Сьерин Х. и Сандстрем Р. 焊接双相不锈钢的断裂韧性. Сьерин Х. и Сэндстром Р. 焊接双相不锈钢的断裂韧性. Сьерин Х. и Сандстрем Р. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Зиурин, Х. и Сандстрём, Р. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей.Британия. Дробная часть. мех. 73, 377–390 (2006).
Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Дж.Х. и Ван дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в некоторых органических кислотах и ​​средах органических кислот и хлоридов. Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Дж.Х. и Ван дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в некоторых органических кислотах и ​​средах органических кислот и хлоридов.Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Дж. К. и Ван Дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в средах с некоторыми органическими кислотами и органическими кислотами/хлоридами. Адамс, Ф.В., Олубамби, Пенсильвания, Потгитер, Дж. Х. и Ван дер Мерве, Дж. Адамс Ф.В., Олумбиби П.П., Потгитер Дж.Х. и Ван дер Мерве Дж. «Нержавеющая сталь — органическая», «органическая» и «хлорированная среда».Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Дж. К. и Ван Дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в отдельных средах, содержащих органические кислоты и органические кислоты/хлориды.консервант. Материалы и методы 57, 107–117 (2010).
Баррера, С. и др. Коррозионно-окислительное поведение дуплексных сплавов Fe-Al-Mn-C. Материалы 12, 2572 (2019).
Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К. и Баликоев А. Новое поколение супердуплексных сталей для оборудования газо- и нефтедобычи. Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К. и Баликоев А. Новое поколение супердуплексных сталей для оборудования газо- и нефтедобычи.Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К., Баликоев А. Новое поколение супердуплексных сталей для оборудования нефтегазодобычи.Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К., Баликоев А. Новое поколение супердуплексных сталей для оборудования газо- и нефтедобычи. Вебинар E3S 121, 04007 (2019).
Кингкланг, С. и Утхайсангсук, В. Исследование поведения дуплексной нержавеющей стали марки 2507 при горячей деформации. Металл. Кингкланг, С. и Утхайсангсук, В. Исследование поведения дуплексной нержавеющей стали марки 2507 при горячей деформации. Металл. Кингкланг, С. и Утаисангсук, В. Исследование устойчивости к горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Металл. Кингкланг, С. и Утхайсангсук, В. Исследование поведения дуплексной нержавеющей стали типа 2507 при горячей деформации. Металл. Кингкланг, С. и Утаисангсук, В. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究. Кингкланг, С. и Утаисангсук, В., 2507, 级热变形行为的研究.Кингкланг, С. и Утаисансук, В. Исследование поведения дуплексной нержавеющей стали типа 2507 при горячей деформации. Металл.alma mater. trance. 48, 95–108 (2017).
Чжоу, Т. и др. Влияние контролируемой холодной прокатки на микроструктуру и механические свойства модифицированной церием супердуплексной нержавеющей стали SAF 2507. Alma Mater. The Science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Чжоу, Т. и др. Структурные и механические свойства, обусловленные термической деформацией модифицированной церием супердуплексной нержавеющей стали SAF 2507. Журнал «Alma mater. storage tank. technology. 9», 8379–8390 (2020).
Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. и Чжэн, К. Влияние редкоземельных элементов на поведение аустенитной стали при высокотемпературном окислении. Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. и Чжэн, К. Влияние редкоземельных элементов на поведение аустенитной стали при высокотемпературном окислении.Чжэн Ч., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. и Чжэн К. Влияние редкоземельных элементов на поведение аустенитной стали при высокотемпературном окислении. Чжэн З., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. и Чжэн К. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响. Чжэн З., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. и Чжэн К.Чжэн Ч., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. и Чжэн К. Влияние редкоземельных элементов на поведение аустенитных сталей при высокотемпературном окислении.Корос. Наука. 164, 108359 (2020).
Ли, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чен, Ч. и Сунь, С. Влияние церия на микроструктуру и свойства суперферритных нержавеющих сталей 27Cr-3.8Mo-2Ni. Ли, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чен, Ч. и Сунь, С. Влияние церия на микроструктуру и свойства суперферритных нержавеющих сталей 27Cr-3.8Mo-2Ni.Ли Ю., Ян Г., Цзян Ч., Чен К. и Сунь С. Влияние Se на микроструктуру и свойства суперферритных нержавеющих сталей 27Cr-3,8Mo-2Ni. Ли Ю., Ян Г., Цзян З., Чен К. и Сунь С. Ce 对27Cr-3,8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能的影响. Ли, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чен, Ч. и Сунь, С. Влияние церия на микроструктуру и свойства сверхпрочной нержавеющей стали 27Cr-3.8Mo-2Ni. Ли Ю., Ян Г., Цзян З., Чен К. и Сунь С. Исследование Ce на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеющей стали 27Cr-3,8Mo-2Ni. Ли, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чен, Ч. и Сунь, С. Влияние церия на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеющей стали 27Cr-3,8Mo-2Ni.Железный знак. Стилмак 47, 67–76 (2020).