Спасибо за посещение Nature.com. Версия браузера, которую вы используете, имеет ограниченную поддержку CSS. Для наилучшего опыта мы рекомендуем вам использовать обновленный браузер (или отключить режим совместимости в Internet Explorer). В то же время, чтобы обеспечить постоянную поддержку, мы будем отображать сайт без стилей и JavaScript.
Широко используемая нержавеющая сталь и ее кованые версии устойчивы к коррозии в условиях окружающей среды благодаря пассивирующему слою, состоящему из оксида хрома. Коррозия и эрозия стали традиционно связаны с разрушением этих слоев, но редко на микроскопическом уровне, в зависимости от происхождения неоднородности поверхности. В этой работе наномасштабная химическая гетерогенность поверхности, обнаруженная с помощью спектроскопической микроскопии и хемометрического анализа, неожиданно доминирует над разложением и коррозией холоднокатаной модифицированной церием супердуплексной нержавеющей стали 2507 (SDSS) во время ее горячего деформационного поведения. с другой стороны. Хотя рентгеновская фотоэлектронная микроскопия показала относительно равномерное покрытие естественного слоя Cr2O3, холоднокатаная SDSS показала плохие результаты пассивации из-за локализованного распределения наноостровков, богатых Fe3+, на слое оксида Fe/Cr. Эти знания на атомном уровне обеспечивают глубокое понимание коррозии нержавеющей стали и, как ожидается, помогут бороться с коррозией аналогичных высоколегированных металлов.
С момента изобретения нержавеющей стали коррозионная стойкость феррохромовых сплавов приписывалась хрому, который образует сильный оксид/оксигидроксид, проявляющий пассивирующее поведение в большинстве сред. По сравнению с обычными (аустенитными и ферритными) нержавеющими сталями, супердуплексные нержавеющие стали (SDSS) с лучшей коррозионной стойкостью обладают превосходными механическими свойствами1,2,3. Повышенная механическая прочность позволяет создавать более легкие и компактные конструкции. Напротив, экономичная SDSS имеет высокую стойкость к точечной и щелевой коррозии, что обеспечивает более длительный срок службы и более широкое применение в борьбе с загрязнением, химических контейнерах и морской нефтегазовой промышленности4. Однако узкий диапазон температур термообработки и плохая формуемость препятствуют ее широкому практическому применению. Поэтому SDSS была модифицирована для улучшения вышеуказанных свойств. Например, модификация Ce и высокие добавки N 6, 7, 8 были введены в 2507 SDSS (Ce-2507). Подходящая концентрация редкоземельного элемента (Ce) в 0,08 мас.% оказывает благоприятное воздействие на механические свойства DSS, поскольку улучшает измельчение зерна и прочность границ зерен. Также были улучшены износостойкость и коррозионная стойкость, предел прочности на разрыв и предел текучести, а также горячая обрабатываемость9. Большие количества азота могут заменить дорогостоящее содержание никеля, делая SDSS более экономически эффективным10.
Недавно SDSS был пластически деформирован при различных температурах (низкая температура, холодная и горячая) 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 наличие многих фаз с различными границами зерен, нежелательных осадков и различных реакций. Внутренняя неоднородная микроструктура различных аустенитных и ферритных фаз деформируется7. Поэтому изучение микродоменных свойств таких пленок на уровне электронной структуры имеет решающее значение для понимания коррозии SDSS и требует сложных экспериментальных методов. До сих пор поверхностно-чувствительные методы, такие как оже-электронная спектроскопия11 и рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия12,13,14,15, а также жесткая рентгеновская фотоэлектронная фотоэлектронная система различают, но часто не разделяют химические состояния одного и того же элемента в разных точках пространства в 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 гетерогенности Cr (например, степени окисления Cr3+) на коррозионную стойкость. Боковая гетерогенность в степенях окисления элементов может быть вызвана различными соединениями с одинаковыми составными элементами, такими как оксиды железа. Эти соединения наследуют термомеханически обработанный небольшой размер, близко прилегающий друг к другу, но различаются по составу и степени окисления16,21. Поэтому выявление разрушения оксидных пленок и затем питтинга требует понимания неоднородности поверхности на микроскопическом уровне. Несмотря на эти требования, количественные оценки, такие как боковая гетерогенность окисления, особенно железа в нано/атомном масштабе, все еще 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 использованием мягкой рентгеновской фотоэлектронной микроскопии (X-PEEM) в наномасштабных установках синхротронного излучения. 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 инициирования под микроскопом облегчает локальные химические эксперименты и может пространственно демонстрировать ранее неисследованные химические изменения в слое Fe.
Это исследование расширяет преимущества PEEM в обнаружении химических различий в наномасштабе и представляет собой проницательный метод анализа поверхности на атомном уровне для понимания коррозионного поведения Ce-2507. Он использует данные хемометрии кластера K-средних24 для отображения глобального химического состава (гетерогенности) вовлеченных элементов, причем их химические состояния представлены в статистическом представлении. В отличие от традиционного случая коррозии, вызванной разрушением пленки оксида хрома, текущая плохая пассивация и плохая коррозионная стойкость объясняются локализованными наноостровками, богатыми Fe3+, вблизи слоя оксида Fe/Cr, что может быть результатом защитных оксидов. В месте разрушения образуется пленка, вызывающая коррозию.
Коррозионное поведение деформированного SDSS 2507 было впервые оценено с помощью электрохимических измерений. На рис. Рисунок 1 показывает кривые Найквиста и Боде для выбранных образцов в кислых (pH = 1) водных растворах FeCl3 при комнатной температуре. Выбранный электролит действует как сильный окислитель, характеризуя тенденцию пассивирующей пленки к разрушению. Хотя материал не подвергался стабильной питтинговой коррозии при комнатной температуре, эти анализы дали представление о потенциальных событиях отказа и посткоррозионных процессах. Эквивалентная схема (рис. 1d) использовалась для подгонки спектров электрохимической импедансной спектроскопии (EIS), и соответствующие результаты подгонки показаны в Таблице 1. Неполные полукруги появились при испытании образцов, обработанных раствором и подвергнутых горячей обработке, в то время как соответствующие сжатые полукруги были холоднокатаными (рис. 1b). В спектре EIS радиус полукруга можно рассматривать как поляризационное сопротивление (Rp)25,26. Rp обработанного раствором SDSS в Таблице 1 составляет около 135 кОм см-2, однако для горячедеформированного и холоднокатаного SDSS мы можем видеть гораздо более низкие значения 34,7 и 2,1 кОм см-2 соответственно. Это значительное снижение Rp указывает на пагубное влияние пластической деформации на пассивацию и коррозионную стойкость, как показано в предыдущих отчетах 27, 28, 29, 30.
a Найквиста, b, c Диаграммы импеданса и фазы Боде, а также эквивалентная модель цепи для d, где RS — сопротивление электролита, Rp — сопротивление поляризации, а QCPE — оксид элемента постоянной фазы, используемый для моделирования неидеальной емкости (n). Измерения EIS 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 обнаруживается отрицательный фазовый угол, что указывает 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 интерфейсной емкости, полученного из шероховатости или неоднородности поверхности, особенно с точки зрения атомного масштаба, фрактальной геометрии, пористости электрода, неоднородного потенциала и распределения тока, зависящего от поверхности. Геометрия электрода31,32. Импеданс CPE:
где j — мнимое число, а ω — угловая частота. QCPE — независимая от частоты константа, пропорциональная активной открытой площади электролита. n — безразмерное степенное число, описывающее отклонение от идеального емкостного поведения конденсатора, т. е. 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 испытания. QCPE холоднокатаного SDSS намного выше, чем у аналогичных изделий, что означает, что качество поверхности менее однородно.
В соответствии с большинством свойств коррозионной стойкости нержавеющих сталей, относительно высокое содержание Cr в SDSS обычно приводит к превосходной коррозионной стойкости SDSS из-за наличия пассивной защитной оксидной пленки на поверхности17. Эта пассивирующая пленка обычно богата оксидами и/или гидроксидами Cr3+, в основном интегрируя оксиды Fe2+, Fe3+ и/или (окси)гидроксиды33. Несмотря на одинаковую однородность поверхности, пассивирующий оксидный слой и отсутствие видимых трещин на поверхности, как определено с помощью микроскопических изображений6,7, коррозионное поведение горячедеформированных и холоднокатаных SDSS отличается и, следовательно, 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. Разница может быть связана с гетерогенной фазовой фракцией на поверхности и объемной фракцией (XRD), подлежащей различной глубине обнаружения с использованием рентгеновской дифракции с различными источниками энергии падающих фотонов. Относительно более высокая доля аустенита в холоднокатаных образцах, определенная с помощью XRD из лабораторного источника, указывает на лучшую пассивацию и, следовательно, лучшую коррозионную стойкость35, в то время как более точные и статистические результаты указывают на противоположные тенденции в фазовых пропорциях. 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 природу, что указывает 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 наномасштаба в предыдущей работе6, что должно способствовать пассивации пленки. образованию и повышению коррозионной стойкости. Более высокая плотность дислокаций обычно связана с более низкой стойкостью к питтингу, что хорошо согласуется с электрохимическими измерениями.
Изменения в химических состояниях 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 образования пассивирующей пленки, Fe является основным элементом в стали, а Ni усиливает пассивацию и уравновешивает ферритно-аустенитную фазовую структуру и цель модификации Ce. Регулируя энергию синхротронного излучения, RAS был покрыт с поверхности основными характеристиками Cr (кромка L2.3), Fe (кромка L2.3), Ni (кромка L2.3) и Ce (кромка M4.5). горячая формовка и холодная прокатка Ce-2507 SDSS. Соответствующий анализ данных был выполнен путем включения энергетической калибровки с опубликованными данными (например, XAS 40, 41 на Fe L2, 3 края).
На рис. 2 показаны изображения X-PEEM горячедеформированного (рис. 2a) и холоднокатаного (рис. 2d) Ce-2507 SDSS и соответствующие края XAS Cr и Fe L2,3 в индивидуально отмеченных местах. Край L2,3 XAS зондирует незанятые 3d-состояния после электронного фотовозбуждения на уровнях спин-орбитального расщепления 2p3/2 (край L3) и 2p1/2 (край L2). Информация о валентном состоянии Cr была получена из XAS на крае L2,3 на рис. 2b, e. Сравнение с судьями. 42,43 показали, что четыре пика наблюдались вблизи края L3, названные 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 из множественных расчетов кристаллического поля на интерфейсе Cr L2.3 с использованием кристаллического поля 2,0 эВ44. Обе поверхности горячедеформированного и холоднокатаного SDSS покрыты относительно равномерным слоем Cr2O3.
a X-PEEM тепловое изображение термически деформированного SDSS, соответствующее b Cr L2.3 ребру и c Fe L2.3 ребру, d X-PEEM тепловое изображение холоднокатаного SDSS, соответствующее e Cr L2.3 ребру и f Fe L2 .3 ребру ( f). Спектры XAS нанесены в различных пространственных положениях, отмеченных на тепловых изображениях (a, d), оранжевые пунктирные линии на (b) и (e) представляют собой смоделированные спектры XAS Cr3+ со значением кристаллического поля 2,0 эВ. Для изображений X-PEEM используйте тепловую палитру для улучшения читаемости изображения, где цвета от синего до красного пропорциональны интенсивности поглощения рентгеновских лучей (от низкого до высокого).
Независимо от химического окружения 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 положениях на поверхности горячедеформированных и холоднокатаных образцов. Ni XAS показывает состояния окисления Ni2+ по всей измеренной поверхности горячедеформированных и холоднокатаных образцов (Дополнительное обсуждение). Следует отметить, что в случае горячедеформированных образцов сигнал XAS Ce не наблюдался, тогда как в случае холоднокатаных образцов наблюдался спектр Ce3+. Наблюдение пятен Ce в холоднокатаных образцах показало, что Ce в основном появляется в виде осадков.
В термически деформированном SDSS не наблюдалось локальных структурных изменений в XAS на краю Fe L2,3 (рис. 2c). Однако матрица Fe микрорегионально изменяет свое химическое состояние в семи случайно выбранных точках холоднокатаного SDSS, как показано на рис. 2f. Кроме того, для того, чтобы получить точное представление 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 более мелкие круговые области. Спектры XAS края Fe L2,3 систем α-Fe2O3 и октаэдрических оксидов Fe2+ были смоделированы с помощью расчетов множественных кристаллических полей с использованием кристаллических полей 1,0 (Fe2+) и 1,0 (Fe3+)44. Отметим, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют различную локальную симметрию45,46, Fe3O4 представляет собой комбинацию как Fe2+, так и Fe3+47, а FeO45 представляет собой формально двухвалентный оксид Fe2+ (3d6). Отметим, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют различную локальную симметрию45,46, Fe3O4 представляет собой комбинацию как Fe2+, так и Fe3+47, а FeO45 представляет собой формально двухвалентный оксид Fe2+ (3d6).Обратите внимание, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют различную локальную симметрию45,46, Fe3O4 объединяет как Fe2+, так и Fe3+47, а FeO45 в форме формально двухвалентного оксида Fe2+ (3d6).Обратите внимание, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют разные локальные симметрии45,46, Fe3O4 имеет комбинацию Fe2+ и Fe3+,47 и FeO45 действует как формальный двухвалентный оксид Fe2+ (3d6). Все ионы Fe3+ в α-Fe2O3 имеют только позиции Oh, в то время 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 позиции Oh. Как упоминалось в предыдущей статье45, хотя отношение интенсивностей двух этих двух различно, их отношение интенсивностей eg/t2g составляет ≈1, в то время как в этом случае наблюдаемое отношение интенсивностей eg/t2g составляет около 1. Это исключает возможность того, что в текущей ситуации присутствует только Fe3+. Рассматривая случай Fe3O4 как с Fe2+, так и с Fe3+, первая особенность, которая, как известно, имеет более слабый (более сильный) край L3 для Fe, указывает на меньшее (большее) количество незанятых состояний t2g. Это относится к Fe2+ (Fe3+), что показывает, что первая особенность увеличения указывает на увеличение содержания Fe2+47. Эти результаты показывают, что сосуществование Fe2+ и γ-Fe2O3, α-Fe2O3 и/или Fe3O4 доминирует на холоднокатаной поверхности композитов.
Увеличенные фотоэлектронные тепловизионные изображения спектров XAS (a, c) и (b, d), пересекающих край Fe L2,3 в различных пространственных положениях в выбранных областях 2 и E на рис. 2d.
Полученные экспериментальные данные (рис. 4а и дополнительный рис. 11) нанесены на график и сравнены 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-a (обозначенный как XAS-1) на рис. 3б, за которым следует спектр 2-b (обозначенный как XAS-2), наблюдался по всей области обнаружения, в то время как спектры типа E-3, наблюдавшиеся на рисунке 3d (обозначенные как XAS-3), наблюдались 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) разность энергий L3-L2. , ( 4) отношение интенсивностей L2/L3. Согласно визуальным наблюдениям (рис. 4а), на исследуемой поверхности SDSS присутствуют все три компонента Fe, а именно Fe0, Fe2+ и Fe3+. Рассчитанное отношение интенсивностей L2/L3 также указывало на присутствие всех трех компонентов.
a Смоделированные спектры XAS Fe с наблюдаемыми 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, октаэдры Fe2+, Fe3+ со значениями кристаллического поля 1,0 эВ и 1,5 эВ соответственно, экспериментальные данные, измеренные с помощью bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) и соответствующие оптимизированные данные LCF (сплошная черная линия), а также в виде спектров XAS-3 со стандартами Fe3O4 (смешанное состояние Fe) и Fe2O3 (чистый Fe3+).
Для количественной оценки состава оксида железа использовалась линейная комбинация (LCF) трех стандартов 40, 41, 48. LCF была реализована для трех выбранных спектров Fe L-края XAS, показывающих самый высокий контраст, а именно XAS-1, XAS-2 и XAS-3, как показано на рис. 4b–d. Для подгонки LCF во всех случаях учитывалось 10% Fe0 из-за того, что мы наблюдали небольшой выступ во всех данных, а также из-за того, что металлическое железо является основным компонентом стали. Действительно, глубина зондирования X-PEEM для Fe (~6 нм)49 больше, чем предполагаемая 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 предполагаемая 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 больше предполагаемой толщины 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 обнаруживать сигнал от матрицей матрицы (Fe0) ниже пассивного слоя. Фактически глубина обнаружения Fe (~6 нм) 49 методом X-PEEM больше ожидаемой толщины оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. .Различные комбинации Fe2+ и Fe3+ были выполнены, чтобы найти наилучшее возможное решение для наблюдаемых экспериментальных данных. На рис. 4b показан спектр XAS-1 для комбинации Fe2+ и Fe3+, где пропорции Fe2+ и Fe3+ были схожи примерно на 45%, что указывает на смешанные состояния окисления Fe. В то время как для спектра XAS-2 процентное содержание Fe2+ и Fe3+ становится ~30% и 60% соответственно. Fe2+ меньше, чем Fe3+. Соотношение Fe2+ к Fe3, равное 1:2, означает, что Fe3O4 может быть образовано при том же соотношении между ионами Fe. Кроме того, для спектра XAS-3 процентное содержание Fe2+ и Fe3+ становится ~10% и 80%, что указывает на более высокую конверсию Fe2+ в Fe3+. Как упоминалось выше, Fe3+ может происходить из α-Fe2O3, γ-Fe2O3 или Fe3O4. Чтобы понять наиболее вероятный источник Fe3+, спектр XAS-3 был построен с различными стандартами Fe3+ на рисунке 4e, показывая сходство с обоими стандартами при рассмотрении пика B. Однако интенсивность плечевых пиков (A: от Fe2+) и соотношение 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 A SDSS имеет немного 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 позициях Oh и Td, идентификация различных валентных состояний и координация только вдоль края L2,3 или соотношения интенсивностей L2/L3 остается проблемой. тема продолжающегося обсуждения из-за сложности различных факторов, которые влияют на конечный спектр41.
В дополнение к спектральным различиям в химическом состоянии выбранных интересующих областей, описанным выше, глобальная химическая гетерогенность 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 устанавливаются для формирования двух оптимальных кластеров, пространственно распределенных в горячедеформированных и холоднокатаных образцах, показанных на рис. 5. Очевидно, что никакие локальные структурные изменения не воспринимаются как схожие, поскольку два центроида спектров XAS Cr сопоставимы. Эти спектральные формы двух кластеров почти идентичны соответствующим Cr2O342, что означает, что слои Cr2O3 относительно равномерно распределены на SDSS.
Cr L K-средние краевые области кластеров, а b - соответствующие центроиды XAS. Результаты сравнения K-средних X-PEEM холоднокатаных SDSS: c Cr L2.3 краевая область кластеров K-средних и d соответствующие центроиды XAS.
Для иллюстрации более сложных карт кромок FeL были использованы четыре и пять оптимизированных кластеров и связанных с ними центроидов (спектральных профилей) для горячедеформированных и холоднокатаных образцов соответственно. Таким образом, процентное содержание (%) Fe2+ и Fe3+ может быть получено путем подгонки LCF, показанного на рис. 4. Псевдоэлектродный потенциал Epseudo как функция Fe0 использовался для выявления микрохимической неоднородности поверхностной оксидной пленки. Epseudo грубо оценивается по правилу смешивания,
где \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) равно \(\rm{Fe} + 2e^ – \ to \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 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. 6а, б). Это распределение потенциала тесно связано с топографией поверхности (рис. 6а). Никаких других зависящих от положения изменений в нижележащей ламинарной внутренней части не наблюдалось (рис. 6б). Напротив, для соединения разнородных оксидов с различным содержанием Fe2+ и Fe3+ в холоднокатаных SDSS можно наблюдать неоднородный характер псевдопотенциала (рис. 6в, г). 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 области. В то же время градиент в потенциальном поле, а не абсолютное значение потенциала, может использоваться в качестве индикатора локализации активных участков коррозии. Это неравномерное распределение Fe2+ и Fe3+ на поверхности холоднокатаного SDSS может изменить локальную химию и обеспечить более практичную активную площадь поверхности в реакциях разрушения оксидной пленки и коррозии, тем самым допуская непрерывную коррозию нижележащей металлической матрицы, что приводит к внутренней коррозии. неоднородность свойств и снижение защитных свойств пассивирующего слоя.
Кластеры K-средних и соответствующие центроиды XAS в краевой области Fe L2.3 горячедеформированного X-PEEM ac и df холоднокатаного SDSS. a, d Графики кластеров K-средних, наложенные на изображения X-PEEM. Рассчитанный псевдоэлектродный потенциал (Epseudo) упоминается вместе с графиком кластеров K-средних. Яркость изображения X-PEEM, как и цвет на рис. 2, пропорциональна интенсивности поглощения рентгеновского излучения.
Относительно однородное Cr, но различное химическое состояние Fe приводит к различным повреждениям оксидной пленки и коррозионным моделям в горячедеформированном и холоднокатаном Ce-2507. Это свойство холоднокатаного Ce-2507 хорошо изучено. Что касается образования оксидов и гидроксидов Fe в окружающем воздухе в этой почти нейтральной работе, реакции следующие:
Вышеуказанные реакции происходят в следующих сценариях на основе анализа X-PEEM. Небольшое плечо, соответствующее Fe0, связано с лежащим в основе металлическим железом. Реакция металлического Fe с окружающей средой приводит к образованию слоя Fe(OH)2 (уравнение (5)), который усиливает сигнал Fe2+ в XAS L-края 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, из которых Fe3O4 предпочитает однородную и липкую структуру. Наличие обеих приводит к смешанным состояниям 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 преобразование 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 РФА показывает, что компонент Fe в оксидной пленке имеет слоистую структуру в сочетании со слоем оксида Cr. В отличие от признаков пассивации из-за локальной неоднородности Cr2O3 при коррозии, несмотря на равномерный слой Cr2O3 в данной работе, в данном случае наблюдается низкая коррозионная стойкость, особенно для холоднокатаных образцов. Наблюдаемое поведение можно понимать как неоднородность химического состояния окисления в верхнем слое (Fe), что влияет на коррозионные характеристики. Из-за одинаковой стехиометрии верхнего слоя (оксид железа) и нижнего слоя (оксид хрома)52,53 лучшее взаимодействие (адгезия) между ними приводит к медленному переносу ионов металла или кислорода в решетке, что, в свою очередь, приводит к повышению коррозионной стойкости. Поэтому непрерывное стехиометрическое соотношение, т. е. одно состояние окисления Fe, предпочтительнее резких стехиометрических изменений. Термодеформированный SDSS имеет более однородную поверхность, более плотный защитный слой и лучшую коррозионную стойкость. В то время как для холоднокатаного SDSS наличие богатых 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 Fe3+ островков из-за пластической деформации в основном влияет на коррозионную стойкость, что является прорывом в данной работе. Таким образом, в данной работе представлены спектроскопические микроскопические изображения снижения коррозионной стойкости образцов SDSS, исследованных методом пластической деформации.
Кроме того, хотя легирование редкоземельными элементами в двухфазных сталях показывает лучшие характеристики, взаимодействие этого элемента-добавки с индивидуальной стальной матрицей с точки зрения коррозионного поведения согласно данным спектроскопической микроскопии остается неуловимым. Появление сигналов Ce (через XAS M-края) появляется только 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 однородное легирование. Хотя присутствие редкоземельных элементов не значительно улучшает механические свойства SDSS6,7, оно уменьшает размер включений и, как полагают, подавляет питтинг в начальной области54.
В заключение следует отметить, что в данной работе раскрывается влияние поверхностной неоднородности на коррозию 2507 SDSS, модифицированного церием, путем количественной оценки химического содержания наноразмерных компонентов. Мы отвечаем на вопрос, почему нержавеющая сталь корродирует даже под защитным оксидным слоем, путем количественной оценки ее микроструктуры, поверхностной химии и обработки сигналов с использованием кластеризации K-средних. Установлено, что островки, богатые Fe3+, включая их октаэдрическую и тетраэдрическую координацию вдоль всей характеристики смешанного Fe2+/Fe3+, являются источником повреждения и коррозии холоднокатаной оксидной пленки SDSS. Наноостровки, в которых преобладает Fe3+, приводят к плохой коррозионной стойкости даже при наличии достаточного стехиометрического пассивирующего слоя Cr2O3. В дополнение к методологическим достижениям в определении влияния наномасштабной химической неоднородности на коррозию, ожидается, что продолжающаяся работа вдохновит инженерные процессы на улучшение коррозионной стойкости нержавеющих сталей во время сталеплавильного производства.
Для приготовления слитка Ce-2507 SDSS, использованного в этом исследовании, смешанный состав, включающий лигатурный сплав Fe-Ce, запечатанный в трубку из чистого железа, был расплавлен в индукционной печи средней частоты весом 150 кг для получения жидкой стали и вылит в форму. Измеренные химические составы (мас. %) приведены в Дополнительной таблице 2. Слитки сначала подвергаются горячей ковке в блоки. Затем они отжигаются при температуре 1050 °C в течение 60 мин для получения стали в состоянии твердого раствора, а затем закаливаются в воде до комнатной температуры. Изучаемые образцы были подробно изучены с помощью TEM и DOE для изучения фаз, размера зерна и морфологии. Более подробную информацию об образцах и процессе производства можно найти в других источниках6,7.
Цилиндрические образцы (φ10 мм×15 мм) для горячего сжатия обрабатывались таким образом, чтобы ось цилиндра была параллельна направлению деформации блока. Высокотемпературное сжатие проводилось при различных температурах в диапазоне 1000-1150 °C с использованием термического имитатора Gleeble-3800 при постоянной скорости деформации в диапазоне 0,01-10 с-1. Перед деформацией образцы нагревались со скоростью 10 °C с-1 в течение 2 мин при выбранной температуре для устранения градиента температуры. После достижения однородности температуры образец деформировался до истинного значения деформации 0,7. После деформации образцы немедленно закалялись водой для сохранения деформированной структуры. Затем закаленный образец разрезался параллельно направлению сжатия. Для данного конкретного исследования мы выбрали образец с состоянием горячей деформации 1050 °C, 10 с-1, поскольку наблюдаемая микротвердость была выше, чем у других образцов7.
Массивные (80 × 10 × 17 мм3) образцы твердого раствора Ce-2507 использовались в трехфазной асинхронной двухвалковой мельнице LG-300 с наилучшими механическими свойствами среди всех других уровней деформации6. Скорость деформации и уменьшение толщины для каждого пути составляют 0,2 м·с-1 и 5% соответственно.
Электрохимическая рабочая станция Autolab PGSTAT128N использовалась для электрохимических измерений SDSS после холодной прокатки до 90% уменьшения толщины (эквивалентная истинная деформация 1,0) 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 разрезаны на цилиндры диаметром 11,3 мм, к сторонам которых были припаяны медные провода. Затем образцы были зафиксированы эпоксидной смолой, оставив рабочую открытую область 1 см2 в качестве рабочего электрода (нижняя сторона цилиндрического образца). Будьте осторожны во время отверждения эпоксидной смолы и последующей шлифовки и полировки, чтобы избежать растрескивания. Рабочие поверхности шлифовали и полировали алмазной полировальной суспензией с размером частиц 1 мкм, промывали дистиллированной водой и этанолом и высушивали на холодном воздухе. Перед электрохимическими измерениями полированные образцы выдерживали на воздухе в течение нескольких дней для формирования естественной оксидной пленки. Водный раствор FeCl3 (6,0 мас.%), стабилизированный до pH = 1,0 ± 0,01 с помощью HCl в соответствии с рекомендациями ASTM, используется для ускорения коррозии нержавеющей стали55, поскольку он вызывает коррозию в присутствии хлорид-ионов с сильной окислительной способностью и низким pH Экологические стандарты G48 и A923. Погрузите образец в тестовый раствор на 1 час для достижения почти устойчивого состояния перед проведением любых измерений. Для образцов в твердом растворе, горячедеформированных и холоднокатаных образцов измерения импеданса проводились при потенциалах разомкнутой цепи (OPC) 0,39, 0,33 и 0,25 В соответственно в диапазоне частот от 1·105 до 0,1 Гц с амплитудой 5 мВ. Все химические испытания повторяли не менее 3 раз в тех же условиях для обеспечения воспроизводимости данных.
Для измерений HE-SXRD прямоугольные дуплексные стальные блоки размером 1 × 1 × 1,5 мм3 были измерены для количественной оценки фазового состава пучка высокоэнергетического виглера Брокхауза 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 намного выше, чем у Cu Kα (8 кэВ), обычно используемого в качестве лабораторного источника рентгеновского излучения. Образец располагался на расстоянии 740 мм от детектора. Объем обнаружения каждого образца составляет 0,2 × 0,3 × 1,5 мм3, что определяется размером пучка и толщиной образца. Все данные были собраны с использованием плоскопанельного рентгеновского детектора Perkin Elmer, пиксели 200 мкм, 40×40 см2, с использованием времени экспозиции 0,3 с и 120 кадров.
Измерения X-PEEM двух выбранных модельных систем проводились на конечной станции Beamline MAXPEEM PEEM в лаборатории MAX IV (Лунд, Швеция). Образцы готовились так же, как и для электрохимических измерений. Подготовленные образцы выдерживались на воздухе в течение нескольких дней и дегазировались в сверхвысоковакуумной камере перед облучением синхротронными фотонами. Энергетическое разрешение линии пучка было получено путем измерения спектра выхода ионов в области возбуждения от N 1 ​​с до 1\(\pi _g^ \ast\) вблизи hv = 401 эВ в N2 с зависимостью энергии фотонов от E3/2, 57. Аппроксимационные спектры дали ΔE (ширину спектральной линии) около 0,3 эВ в измеренном диапазоне энергий. Таким образом, энергетическое разрешение пучка оценивалось как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000, а поток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 линий/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 пучка оценивалось как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000, а поток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 линий 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 пучкового канала оценивалось как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 и поток ≈1012 ф/с с использованием модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 линий/мм для Fe edge 2p L2,3, Cr edge 2p L2.3, Ni edge 2p L2.3 и Ce edge 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。Так, при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов. 3, Cr edge 2p L2.3, Ni edge 2p L2.3 и Ce edge M4.5.Сканируйте энергию фотонов с шагом 0,2 эВ. При каждой энергии изображения PEEM регистрировались с помощью оптоволоконного детектора TVIPS F-216 CMOS с 2 x 2 бинами, который обеспечивает разрешение 1024 x 1024 пикселей в поле зрения 20 мкм. Время экспозиции изображений составляло 0,2 с, в среднем 16 кадров. Энергия фотоэлектронного изображения выбирается таким образом, чтобы обеспечить максимальный сигнал вторичных электронов. Все измерения проводились при нормальном падении с использованием линейно поляризованного пучка фотонов. Более подробную информацию об измерениях можно найти в предыдущем исследовании. После изучения режима детектирования полного выхода электронов (TEY) и его применения в X-PEEM49, глубина испытания этого метода оценивается примерно в 4-5 нм для сигнала Cr и примерно в 6 нм для Fe. Глубина Cr очень близка к толщине оксидной пленки (~4 нм)60,61, тогда как глубина Fe больше толщины. XRD, собранный на краю Fe L, представляет собой смесь XRD оксидов железа и Fe0 из матрицы. В первом случае интенсивность испускаемых электронов исходит от всех возможных типов электронов, которые вносят вклад в TEY. Однако сигнал чистого железа требует более высокой кинетической энергии для прохождения электронов через слой оксида на поверхность 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, затухает во время пути выхода электронов, что дополнительно снижает спектральный отклик Fe0 на карте XAS железа.
Интеграция интеллектуального анализа данных в куб данных (данные X-PEEM) является ключевым шагом в извлечении соответствующей информации (химических или физических свойств) в многомерном подходе. Кластеризация K-средних широко используется в нескольких областях, включая машинное зрение, обработку изображений, неконтролируемое распознавание образов, искусственный интеллект и классификационный анализ. Например, кластеризация K-средних хорошо зарекомендовала себя при кластеризации данных гиперспектральных изображений. В принципе, для многофункциональных данных алгоритм K-средних может легко группировать их на основе информации об их атрибутах (свойствах энергии фотонов). Кластеризация K-средних представляет собой итерационный 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 вычисляется K центроидов, а на втором этапе каждой точке назначается кластер с соседними центроидами. Центр тяжести кластера определяется как арифметическое среднее точек данных (спектр XAS) для этого кластера. Существуют различные расстояния для определения соседних центроидов как евклидова расстояния. Для входного изображения px,y (где x и y — разрешение в пикселях), CK — это центр тяжести кластера; это изображение затем может быть сегментировано (кластеризовано) в K кластеров с использованием K-средних63. Заключительные шаги алгоритма кластеризации K-средних:
Шаг 2. Рассчитать принадлежность всех пикселей относительно текущего центроида. Например, она рассчитывается из евклидова расстояния d между центром и каждым пикселем:
Шаг 3. Назначьте каждый пиксель ближайшему центроиду. Затем пересчитайте K положений центроида следующим образом:
Шаг 4. Повторяйте процесс (уравнения (7) и (8)) до тех пор, пока центроиды не сойдутся. Окончательные результаты качества кластеризации сильно коррелируют с наилучшим выбором начальных центроидов. Для структуры данных PEEM стальных изображений обычно X (x × y × λ) представляет собой куб данных трехмерного массива, в то время как оси x и y представляют пространственную информацию (разрешение пикселей), а ось λ соответствует фотонной. спектральной картине энергии. Алгоритм K-средних используется для исследования интересующих областей в данных X-PEEM путем разделения пикселей (кластеров или подблоков) в соответствии с их спектральными характеристиками и извлечения лучших центроидов (спектральных профилей XAS) для каждого аналита. кластера). Он используется для изучения пространственного распределения, локальных спектральных изменений, поведения окисления и химических состояний. Например, алгоритм кластеризации K-средних использовался для областей Fe L-edge и Cr L-edge в горячедеформированных и холоднокатаных X-PEEM. Различные числа кластеров K (областей микроструктуры) были протестированы для поиска оптимальных кластеров и центроидов. Когда эти числа отображаются, пиксели переназначаются соответствующим центроидам кластера. Каждое распределение цвета соответствует центру кластера, показывая пространственное расположение химических или физических объектов. Извлеченные центроиды являются линейными комбинациями чистых спектров.
Данные, подтверждающие результаты настоящего исследования, доступны по обоснованному запросу от соответствующего автора WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Сьерин Х. и Сандстрем Р. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной 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. Sieurin, H. & Sandström, R. 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 выбранных органических кислотах и ​​средах органических кислот/хлоридов. Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Дж.Х. и Ван дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в выбранных органических кислотах и ​​средах органических кислот/хлоридов.Адамс, Ф. В., Олубамби, П. А., Потгитер, Дж. Х. 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., Олубамби П.П., Потгитер Дж.Х. и Ван дер Мерве Дж. «Нержавеющая сталь – органическая, органическая/хлорированная среда».Адамс, Ф. В., Олубамби, П. А., Потгитер, Дж. Х. и Ван дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в выбранных средах органических кислот и органических кислот/хлоридов.консервант. Материалы 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 нефтегазодобывающего оборудования.Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К., Баликоев А. Новое поколение супердуплексных сталей для газонефтедобывающего оборудования. Вебинар Э3С 121, 04007 (2019).
Кингкланг, С. и Утхаисангсук, В. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Металл. Кингкланг, С. и Утхаисангсук, В. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Металл. Кингкланг, С. и Утаисангсук, В. Исследование устойчивости к горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Металл. Кингкланг, С. и Утхаисангсук, В. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали типа 2507. 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 Утайсансук, В. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали типа 2507. Металл.alma mater. транс. 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. наука. Британия. A 766, 138352 (2019).
Чжоу, Т. и др. Структурные и механические свойства, вызванные термической деформацией модифицированной церием супердуплексной нержавеющей стали SAF 2507. J. Alma mater. Технология резервуаров для хранения. 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 Ц., 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 Ц., 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, И., Ян, Г., Цзян, З., Чэнь, К. и Сан, С. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритных нержавеющих сталей 27Cr-3.8Mo-2Ni. Ли, И., Ян, Г., Цзян, З., Чэнь, К. и Сан, С. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритных нержавеющих сталей 27Cr-3.8Mo-2Ni.Ли И., Ян Г., Цзян Ц., Чэнь 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, И., Ян, Г., Цзян, З., Чэнь, К. и Сан, С. Влияние Ce на микроструктуру и свойства 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, И., Ян, Г., Цзян, З., Чэнь, К. и Сан, С. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеющей стали 27Cr-3,8Mo-2Ni.Железный знак. Steelmak 47, 67–76 (2020).