Благодарим вас за посещение Nature.com.Используемая вами версия браузера имеет ограниченную поддержку CSS.Для оптимальной работы мы рекомендуем вам использовать обновленный браузер (или отключить режим совместимости в Internet Explorer).Тем временем, чтобы обеспечить постоянную поддержку, мы будем отображать сайт без стилей и JavaScript.
Широко используемая нержавеющая сталь и ее кованые варианты 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 наноразмерная химическая неоднородность поверхности, обнаруженная с помощью спектроскопической микроскопии и хемометрического анализа, неожиданно преобладает над разложением и коррозией холоднокатаной модифицированной церием супердуплексной нержавеющей стали 2507 (SDSS) во время ее горячей деформации.Другая сторона.Хотя рентгеновская фотоэлектронная микроскопия показала относительно равномерное покрытие природного слоя Cr2O3, холоднокатаный SDSS показал плохие результаты пассивации из-за локализованного распределения богатых Fe3+ наноостровков на слое оксида Fe/Cr.Эти знания на атомарном уровне обеспечивают глубокое понимание коррозии нержавеющей стали и, как ожидается, помогут бороться с коррозией аналогичных высоколегированных металлов.
С момента изобретения нержавеющей стали коррозионная стойкость сплавов феррохрома была приписана хрому, который образует прочный 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, экономичный SDSS обладает высокой устойчивостью к точечной и щелевой коррозии, что обеспечивает более длительный срок службы и более широкое применение в борьбе с загрязнением, контейнерах для химикатов и морской нефтегазовой промышленности4.Однако узкий диапазон температур термообработки и плохая формуемость сдерживают его широкое практическое применение.Поэтому SDSS был модифицирован для улучшения вышеуказанных свойств.Например, модификация Ce и высокие добавки N 6, 7, 8 были введены в SDSS 2507 (Ce-2507).Подходящая концентрация 0,08 мас.% редкоземельного элемента (Ce) благотворно влияет на механические свойства DSS, так как улучшает измельчение зерна и прочность границ зерна.Также были улучшены износостойкость и коррозионная стойкость, предел прочности на растяжение и предел текучести, а также способность к горячей обработке9.Большое количество азота может заменить дорогостоящее содержание никеля, что делает SDSS более рентабельным10.
В последнее время SDSS пластически деформируют при различных температурах (низких, холодных и горячих) для достижения превосходных механических свойств6,7,8.Однако превосходная коррозионная стойкость SDSS обусловлена ​​наличием на поверхности тонкой оксидной пленки, на которую влияет множество факторов, таких как наличие множества фаз с разными границами зерен, нежелательные выделения и различные реакции.внутренняя неоднородная микроструктура различных аустенитных и ферритных фаз деформируется 7 .Поэтому изучение микродоменных свойств таких пленок на уровне электронной структуры имеет решающее значение для понимания коррозии SDSS и требует сложной экспериментальной техники.До настоящего времени поверхностно-чувствительные методы, такие как электронная Оже-спектроскопия11 и рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия12,13,14,15, а также фотоэлектронная система жесткого рентгеновского излучения различают, но часто не могут разделить химические состояния одного и того же элемента в разных точках пространства на наноуровне.Несколько недавних исследований связывают местное окисление хрома с наблюдаемым коррозионным поведением 17 аустенитных нержавеющих сталей, 18 мартенситных нержавеющих сталей и SDSS 19, 20. Однако эти исследования в основном сосредоточены на влиянии гетерогенности Cr (например, степень окисления Cr3+) на коррозионную стойкость.Боковая неоднородность в степенях окисления элементов может быть вызвана различными соединениями с одними и теми же составляющими элементами, например оксидами железа.Эти соединения наследуют термомеханически обработанный небольшой размер, близко прилегающий друг к другу, но различающийся по составу и степени окисления16,21.Поэтому выявление разрушения оксидных пленок, а затем и питтинга требует понимания неоднородности поверхности на микроскопическом уровне.Несмотря на эти требования, количественные оценки, такие как гетерогенность латерального 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 помощью фотоэлектронной микроскопии в мягком рентгеновском диапазоне (X-PEEM) в наноразмерных установках синхротронного излучения.В сочетании с методами химически чувствительной рентгеновской абсорбционной спектроскопии (XAS) X-PEEM позволяет выполнять 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 продемонстрировать 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 кластерные хемометрические данные K-средних24 для картирования глобального химического состава (неоднородности) вовлеченных элементов с их химическим состоянием, представленным в статистическом представлении.В отличие от обычной коррозии, вызванной разрушением пленки оксида хрома, текущая плохая пассивация и низкая коррозионная стойкость связаны с локализованными наноостровками, богатыми Fe3+, вблизи слоя оксида Fe/Cr, которые могут быть атакой защитного оксида.Он образует пленку на месте и вызывает коррозию.
Коррозионное поведение деформированного SDSS 2507 сначала оценивали с помощью электрохимических измерений.На рис.На рис. 1 представлены кривые Найквиста и Боде для выбранных образцов в кислых (pH = 1) водных растворах FeCl3 при комнатной температуре.Выбранный электролит действует как сильный окислитель, характеризующий склонность пассивирующей пленки к разрушению.Хотя материал не подвергался стабильной точечной коррозии при комнатной температуре, эти анализы позволили получить представление о потенциальных событиях отказа и посткоррозионных процессах.Эквивалентная схема (рис. 1d) была использована для подгонки спектров электрохимической импедансной спектроскопии (ЭИС), и соответствующие результаты подгонки показаны в таблице 1. Неполные полукруги появились при испытании обработанных раствором и горячедеформированных образцов, в то время как соответствующие сжатые полукруги были подвергнуты холодной прокатке (рис. 1b).В спектре ЭИС радиус полуокружности можно рассматривать как сопротивление поляризации (Rp)25,26.Rp обработанного на твердый раствор 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 - импеданс Боде и фазовые диаграммы, а также модель эквивалентной схемы для d, где RS - сопротивление электролита, Rp - сопротивление поляризации, а QCPE - оксид элемента с постоянной фазой, используемый для моделирования неидеальной емкости (n).Измерения ЭИС проводились при потенциале холостого хода.
Константы первого порядка показаны на диаграмме Боде, а высокочастотное плато представляет сопротивление электролита RS26.По мере уменьшения частоты импеданс увеличивается, и обнаруживается отрицательный фазовый угол, что указывает на преобладание емкости.Фазовый угол увеличивается, сохраняя свое максимальное значение в относительно широком диапазоне частот, а затем уменьшается (рис. 1в).Однако во всех трех случаях это максимальное значение по-прежнему меньше 90°, что указывает на неидеальные емкостные характеристики из-за емкостной дисперсии.Таким образом, элемент постоянной фазы QCPE (CPE) используется для представления распределения межфазной емкости, полученного из-за 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 представляет собой независимую от частоты константу, пропорциональную активной открытой площади электролита.n — безразмерное число мощности, которое описывает 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, это сопротивление.Небольшое отклонение n, близкое к 1, свидетельствует о неидеальном емкостном поведении поверхности после поляризационного тестирования.QCPE холоднокатаного SDSS намного выше, чем у аналогичной продукции, 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+, главным образом, интегрируя оксиды Fe2+, Fe3+ и/или (окси)гидроксиды 33 .Несмотря на одинаковую однородность поверхности, наличие пассивирующего оксидного слоя и отсутствие видимых повреждений на поверхности, определяемых по микроскопическим изображениям6,7, коррозионное поведение горячедеформированной и холоднокатаной ВСД различно и поэтому требует углубленного изучения деформационной микроструктуры 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 они в значительной степени соответствуют типу основной фазы, обнаруживаются различия в объемных долях фаз, которые приведены в дополнительной таблице 1. Эти различия могут быть связаны с неоднородными фазовыми фракциями на поверхности, а также объемными фазовыми фракциями, выполненными на разных глубинах.обнаружение с помощью рентгеновской дифракции.(XRD) 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, 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 зависит также от степени измельчения зерна, уменьшения размера зерна, увеличения микродеформаций и плотности дислокаций, возникающих при термомеханической обработке36,37,38.Образцы, подвергнутые горячей обработке, имеют более зернистую природу, что указывает на наличие зерен микронного размера, в то время как гладкие кольца, наблюдаемые в холоднокатаных образцах (дополнительный рис. 3), указывают на значительное измельчение зерна до наноразмера в предыдущей работе6, что должно способствовать пассивации пленки.формирование и повышение коррозионной стойкости.Более высокая плотность дислокаций обычно связана с меньшей устойчивостью к точечной коррозии, что хорошо согласуется с электрохимическими измерениями.
С помощью X-PEEM систематически изучались изменения химического состояния микродоменов элементарных элементов.Несмотря на обилие легирующих элементов, здесь были выбраны Cr, Fe, Ni и Ce39, так как Cr является ключевым элементом для формирования пассивирующей пленки, Fe – основным элементом в стали, а Ni усиливает пассивацию и уравновешивает структуру феррито-аустенитной фазы и цель модифицирования Ce.Регулируя энергию синхротронного излучения, РАН покрыли с поверхности основными элементами Cr (кромка L2.3), Fe (кромка L2.3), Ni (кромка L2.3) и Ce (кромка М4.5).горячее формование и холодная прокатка Ce-2507 SDSS.Соответствующий анализ данных был выполнен путем включения энергетической калибровки в опубликованные данные (например, XAS 40, 41 на Fe L2, 3 края).
На рис.На рис. 2 представлены рентгеновские изображения PEEM горячедеформированного (рис. 2а) и холоднокатаного (рис. 2d) Ce-2507 SDSS и соответствующих XAS-краев Cr и Fe L2,3 в индивидуально отмеченных местах.Край L2,3 XAS исследует 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 методом XAS на L2,3-крае на рис. 2б, д.Сравнение с судьями.42,43 показали, что вблизи края L3 наблюдались четыре пика, 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 в результате множественных расчетов кристаллического поля на границе раздела Cr L2.3 с использованием кристаллического поля 2,0 эВ44.Обе поверхности горячедеформированного и холоднокатаного SDSS покрыты относительно равномерным слоем Cr2O3.
тепловое изображение X-PEEM термически деформированного SDSS, соответствующее кромке b Cr L2.3 и кромке c Fe L2.3, тепловое изображение d X-PEEM холоднокатаного SDSS, соответствующее кромке e Cr L2.3 и стороне кромки f Fe L2.3 (f).Спектры XAS построены в различных пространственных положениях, отмеченных на тепловизионных изображениях (a, d), оранжевые пунктирные линии на (b) и (e) представляют 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 степени окисления Ni2+ по всей измеренной поверхности горячедеформированных и холоднокатаных образцов (дополнительное обсуждение).Следует отметить, что в случае горячедеформированных образцов XAS-сигнал Се не наблюдался, а в случае холоднокатаных образцов наблюдался спектр Се3+.Наблюдение пятен Се в холоднокатаных образцах показало, что Се в основном появляется в виде выделений.
В термодеформированном SDSS локального структурного изменения XAS на краю Fe L2,3 не наблюдалось (рис. 2в).Однако матрица Fe микрорегионально изменяет свое химическое состояние в семи случайно выбранных точках холоднокатаной SDSS, как показано на рис. 2f.Кроме того, чтобы получить точное представление об изменениях состояния Fe в выбранных местах на рис. 2f, были выполнены локальные исследования поверхности (рис. 3 и дополнительный рис. 10), в которых были выбраны меньшие круглые области.Спектры XAS Fe L2,3-края систем α-Fe2O3 и октаэдрических оксидов Fe2+ были смоделированы с помощью множественных расчетов кристаллического поля с использованием кристаллических полей 1,0 (Fe2+) и 1,0 (Fe3+)44. Отметим, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют разную локальную симметрию45,46, Fe3O4 сочетает в себе как Fe2+ и Fe3+,47, так и FeO45 в виде формально двухвалентного оксида Fe2+ (3d6). Отметим, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют разную локальную симметрию45,46, Fe3O4 представляет собой комбинацию как Fe2+ и Fe3+,47, так и FeO45 в виде формально двухвалентного оксида Fe2+ (3d6).Отметим, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют разную локальную симметрию45,46, Fe3O4 сочетает в себе как Fe2+, так и Fe3+,47 и FeO45 в виде формально двухвалентного оксида Fe2+ (3d6).Обратите внимание, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют разную локальную симметрию45,46, Fe3O4 имеет комбинацию Fe2+ и Fe3+,47 а FeO45 действует как формальный двухвалентный оксид Fe2+ (3d6).Все ионы Fe3+ в α-Fe2O3 имеют только Oh-позиции, тогда как γ-Fe2O3 обычно представлен шпинелью Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 с вакансиями в eg-позициях.Следовательно, ионы Fe3+ в γ-Fe2O3 находятся как в положениях Td, так и в положениях Oh.Как упоминалось в предыдущей статье,45 хотя отношение интенсивностей этих двух различно, их отношение интенсивностей eg/t2g равно ≈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 (сильный) край L3 для Fe, указывает на меньшее (большее) незанятое состояние t2g.Это относится к Fe2+ (Fe3+), что показывает, что первый признак 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 фотоэлектронные тепловизионные изображения спектров XAS (а, в) и (б, г), пересекающих границу Fe L2,3 в различных пространственных положениях в пределах выделенных областей 2 и Е на рис.2д.
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. 3b, за которым следует спектр 2-b (обозначенный как XAS-2), наблюдался по всей площади обнаружения, тогда как спектры, подобные E-3, наблюдались на рис. 3d (обозначенный как XAS-3), наблюдались в определенных местах.Как правило, для идентификации существующих валентных состояний в исследуемом образце использовали 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.По 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.
а Моделированные 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 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 (чистое Fe3+).
Подгонка линейной комбинации (LCF) трех стандартов 40, 41, 48 использовалась для количественного определения состава оксида железа.LCF был реализован для трех выбранных спектров XAS с L-краем Fe, показывающих самый высокий контраст, а именно XAS-1, XAS-2 и XAS-3, как показано на рис. 4b–d.Для фитингов LCF во всех случаях учитывалось 10 % Fe0 в связи с тем, что мы наблюдали небольшой выступ во всех данных, а также в связи с тем, что металлическое железо является основным компонентом стали. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем расчетная толщина слоя окисления (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 расчетная толщина слоя окисления (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 толщина излучения излучения (немного > 4 нм), что позволяет определять уровни сигнала от железной матрицы (Fe0) под пассивной плотностью. Действительно, глубина зонда X-PEEM для Fe (~6 нм)49 больше предполагаемой толщины слоя окисления (чуть >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обнаружение, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая толщина оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивного излучения. Фактически глубина обнаружения Fe (~6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше ожидаемой толщины оксидного слоя (чуть > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от матрицы железа (Fe0) ниже пассивирующего слоя. .Были выполнены различные комбинации Fe2+ и Fe3+, 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+ близки примерно на 45%, что указывает на смешанные степени окисления Fe.В то время как для спектра XAS-2 процент Fe2+ и Fe3+ становится ~30% и 60% соответственно.Fe2+ ​​меньше, чем Fe3+.Отношение Fe2+ к Fe3, равное 1:2, означает, что Fe3O4 может образоваться при том же соотношении ионов 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 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 XAS Fe 2p A SDSS имеет несколько большую интенсивность (рис. 4д), что указывает на более высокую интенсивность Fe2+.Хотя спектр XAS-3 аналогичен спектру γ-Fe2O3, где Fe3+ присутствует в позициях Oh и Td, идентификация различных валентных состояний и координация только по краю L2,3 или соотношению интенсивностей L2/L3 остается предметом текущих исследований.обсуждение из-за сложности различных факторов, влияющих на окончательный спектр41.
В дополнение к описанным выше спектральным различиям в химическом состоянии выбранных областей интереса глобальная химическая неоднородность ключевых элементов Cr и Fe была также оценена путем классификации всех спектров XAS, полученных на поверхности образца, с использованием метода кластеризации K-средних.Профили кромок Cr L образуют два пространственно распределенных оптимальных кластера в горячедеформированном и холоднокатаном образцах, показанных на рис.5. Понятно, что никакие локальные структурные изменения не воспринимаются как похожие, поскольку два центроида спектров XAS Cr сравнимы.Эти спектральные формы двух кластеров почти идентичны формам, соответствующим Cr2O342, что означает, что слои Cr2O3 относительно равномерно расположены на SDSS.
Cr L K означает кластеры краевых областей, а b — соответствующие центроиды XAS.Результаты сравнения K-средних X-PEEM холоднокатаного SDSS: c Cr L2.3 краевая область кластеров K-средних и d соответствующие центроиды XAS.
Чтобы проиллюстрировать более сложные карты краев FeL, четыре и пять оптимизированных кластеров и связанные с ними центроиды (спектральные профили) были использованы для горячедеформированных и холоднокатаных образцов соответственно.Следовательно, процентное содержание (%) Fe2+ и Fe3+ может быть получено путем подбора LCF, показанного на рис.4.Псевдоэлектродный потенциал Epseudo в зависимости от Fe0 использовали для выявления микрохимической неоднородности поверхностной оксидной пленки.Эпсевдо примерно 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 термодеформированных 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 зависимых от положения изменений в подлежащей ламинарной внутренней части не наблюдалось (рис. 6б).Наоборот, для соединения разнородных оксидов с разным содержанием Fe2+ и Fe3+ в холоднокатаной SDSS наблюдается неоднородный характер псевдопотенциала (рис. 6в,г).Оксиды и/или (окси)гидроксиды Fe3+ являются основными составляющими ржавчины в стали и проницаемы для кислорода и воды50.В этом случае островки, богатые Fe3+, считаются локально распределенными и могут рассматриваться как области коррозии.В то же время в качестве индикатора локализации очагов активной коррозии можно использовать не абсолютную величину потенциала, а градиент в поле потенциала.Это неравномерное распределение Fe2+ и Fe3+ на поверхности холоднокатаного SDSS может изменить локальный химический состав и обеспечить более практичную активную площадь поверхности во время разрушения оксидной пленки и коррозионных реакций, позволяя основной металлической матрице продолжать коррозию, что приводит к внутренней неоднородности.свойства и снижают защитные свойства 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 Кластерные графики K-средних, наложенные на изображения X-PEEM.Расчетный потенциал псевдоэлектрода (Epseudo) упоминается вместе с кластерным графиком K-средних.Яркость изображения X-PEEM, как и цвет на рис. 2, пропорциональна интенсивности поглощения рентгеновского излучения.
Относительно однородный Cr, но различное химическое состояние Fe приводит к различному повреждению оксидной пленки и характеру коррозии в горячедеформированном и холоднокатаном Ce-2507.Это свойство холоднокатаного Се-2507 хорошо изучено.Что касается образования оксидов и гидроксидов Fe в окружающем воздухе при этой почти нейтральной работе, то реакции следующие:
Вышеупомянутые реакции происходят в следующих сценариях, основанных на анализе X-PEEM.Небольшое плечо, соответствующее Fe0, связано с нижележащим металлическим железом.Реакция металлического Fe с окружающей средой приводит к образованию слоя Fe(OH)2 (уравнение (5)), который усиливает сигнал Fe2+ в РСА L-края Fe.Длительное воздействие воздуха может привести к образованию оксидов Fe3O4 и/или Fe2O3 после Fe(OH)252,53.Две устойчивые формы Fe, Fe3O4 и Fe2O3, также могут образовываться в богатом Cr3+ защитном слое, из которых Fe3O4 предпочитает однородную и липкую структуру.Присутствие обоих 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 указывало 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 РФА показывает, что компонент Fe в оксидной пленке имеет слоистую структуру, объединенную 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 химической степени окисления в верхнем слое (Fe), которая влияет на коррозионные характеристики.Благодаря одинаковой стехиометрии верхнего слоя (оксид железа) и нижнего слоя (оксид хрома)52,53 лучшее взаимодействие (адгезия) между ними приводит к замедлению транспорта ионов металла или кислорода в решетке, что, в свою очередь, приводит к повышению коррозионной стойкости.Следовательно, постоянное стехиометрическое соотношение, т.е. одна степень окисления Fe, предпочтительнее резких стехиометрических изменений.Термодеформированный SDSS имеет более однородную поверхность, более плотный защитный слой и лучшую коррозионную стойкость.Тогда 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 (табл. 1).Спектр ЭИС и его коррозионная стойкость снижаются.Видно, что локальное распределение богатых Fe3+ островков вследствие пластической деформации в основном влияет на коррозионную стойкость, что является прорывом в данной работе.Таким образом, в настоящей работе представлены спектрально-микроскопические картины 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 по данным спектроскопической микроскопии остается неуловимым.Появление сигналов Ce (через XAS М-кромки) проявляется лишь в нескольких местах при холодной прокатке, но исчезает при горячей деформации SDSS, что свидетельствует о локальном выделении Ce в стальной матрице, а не о гомогенном легировании.Не улучшая значительно механические свойства SDSS6,7, присутствие редкоземельных элементов уменьшает размер включений и, как считается, препятствует точечной коррозии в начальной области54.
В заключение, эта работа раскрывает влияние неоднородности поверхности на коррозию 2507 SDSS, модифицированного церием, путем количественного определения химического состава наноразмерных компонентов.Мы отвечаем на вопрос, почему нержавеющая сталь подвергается коррозии даже под защитным оксидным слоем, путем количественной оценки ее микроструктуры, химического состава поверхности и обработки сигналов с помощью кластеризации K-средних.Установлено, что островки, богатые Fe3+, в том числе их октаэдрическая и тетраэдрическая координация по всей структуре смешанного Fe2+/Fe3+, являются источником повреждения и коррозии холоднокатаной оксидной пленки SDSS.Наноостровки с преобладанием Fe3+ приводят к плохой коррозионной стойкости даже при наличии достаточного стехиометрического пассивирующего слоя Cr2O3.В дополнение к методологическим достижениям в определении влияния наноразмерной химической неоднородности на коррозию ожидается, что текущая работа вдохновит инженерные процессы на улучшение коррозионной стойкости нержавеющих сталей в процессе производства стали.
Для приготовления слитка Ce-2507 SDSS, используемого в этом исследовании, смешанный состав, включающий лигатуру Fe-Ce, запечатанную трубкой из чистого железа, расплавили в 150-килограммовой индукционной печи средней частоты для получения расплавленной стали и залили в форму.Измеренные химические составы (мас.%) перечислены в дополнительной таблице 2. Сначала слитки подвергают горячей штамповке в блоки.Затем ее отжигали при 1050°С в течение 60 мин до получения стали в состоянии твердого раствора, а затем закаливали в воду до комнатной температуры.Исследуемые образцы были детально изучены с помощью ПЭМ и ДОЭ для изучения фаз, размера зерен и морфологии.Более подробную информацию об образцах и производственном процессе можно найти в других источниках6,7.
Цилиндрические образцы (φ10 мм × 15 мм) для горячего прессования обрабатывали так, чтобы ось цилиндра была параллельна направлению деформации блока.Высокотемпературное сжатие проводили при различных температурах в диапазоне 1000-1150°С с использованием термосимулятора Gleeble-3800 при постоянной скорости деформации в диапазоне 0,01-10 с-1.Перед деформацией образцы нагревали со скоростью 10 °С с-1 в течение 2 мин при выбранной температуре для устранения температурного градиента.После достижения однородности температуры образец деформировали до величины истинной деформации 0,7.После деформации образцы сразу же закаливались водой для сохранения деформированной структуры.Затем затвердевший образец разрезают параллельно направлению сжатия.Для этого конкретного исследования мы выбрали образец с условием горячей деформации 1050 ° C, 10 с-1, потому что наблюдаемая микротвердость была выше, чем у других образцов7.
Массивные (80 × 10 × 17 мм3) образцы твердого раствора Се-2507 использовали в трехфазной асинхронной двухвалковой мельнице ЛГ-300 с лучшими механическими свойствами среди всех других уровней деформации6.Скорость деформации и уменьшение толщины для каждого пути составляют 0,2 м·с-1 и 5% соответственно.
Электрохимическую рабочую станцию ​​Autolab PGSTAT128N использовали для электрохимических измерений SDSS после холодной прокатки до 90% обжатия по толщине (эквивалентная истинная деформация 1,0) и после горячего прессования при 1050°С 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 бокам которых припаяны медные проволоки.Затем образцы фиксировали эпоксидной смолой, оставляя рабочую открытую площадь площадью 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 сушили на холодном воздухе.Перед электрохимическими измерениями полированные образцы несколько дней выдерживались на воздухе для образования 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 ионов хлорида с сильной окислительной способностью и низким pH Экологические стандарты G48 и A923.Погрузите образец в испытуемый раствор на 1 час, чтобы достичь состояния, близкого к стационарному, прежде чем проводить какие-либо измерения.Для твердорастворных, горячедеформированных и холоднокатаных образцов измерения импеданса проводились при потенциалах холостого хода (ОПС) 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 тесты повторялись не менее 3 раз в одних и тех же условиях для обеспечения воспроизводимости данных.
Для измерений HE-SXRD прямоугольные блоки из дуплексной стали размером 1 × 1 × 1,5 мм3 были измерены для количественного определения фазового состава пучка высокоэнергетического вигглера Брокхауза в CLS, Канада56.Сбор данных проводили в геометрии Дебая-Шеррера или в 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 луча и толщиной образца.Все данные были собраны с использованием детектора площади Perkin Elmer, плоскопанельного рентгеновского детектора, пикселей 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 готовили так же, как и для электрохимических измерений.Приготовленные образцы выдерживали на воздухе в течение нескольких суток и дегазировали в сверхвысоковакуумной камере перед облучением синхротронными фотонами.Энергетическое разрешение линии пучка 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 фотона от Е3/2, 57. Аппроксимационные спектры дали ΔE (ширину спектральной линии) около 0,3 эВ в измеренном диапазоне энергий. Следовательно, разрешение энергии луча было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ> 2000 и поток ≈1012 PH/S путем использования модифицированного монохроматора SX-700 с помощью Si 1200-линии MM-1 для решетки Fe 2p L2,3 Edge, CR 2p L2,3 Edge, NI 2P L2,3 и Edge и CE M4,5. Следовательно, разрешение энергии луча было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ> 2000 и поток ≈1012 PH/S путем использования модифицированного монохроматора SX-700 с помощью Si 1200-линии MM-1-Rating для Fe 2p L2.3 Edge, Cr 2p 22.3 Edge, Ni 2p L2.3 Edge и Edge и Ce M4,5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было рейтинго как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 и поток ≈1012 ф/с при сборке модифицированного монохроматора 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 Ce М4,5. Так, 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 решеткой Si 1200 штр/мм для Fe-края 2p L2,3, Cr-края 2p L2,3, Ni-края 2p L2,3 и Ce-края 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 мкммм-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 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缘和Ce M 4.5 руб.Так, при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с кремниевой решеткой 1200 штрихов.3, кромка Cr 2p L2.3, кромка Ni 2p L2.3 и кромка Ce M4.5.Сканируйте энергию фотонов с шагом 0,2 эВ.При каждой энергии изображения PEEM регистрировались с использованием КМОП-детектора TVIPS F-216 с оптоволоконным соединением и бинами 2 x 2, который обеспечивает разрешение 1024 × 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 фотонного пучка.Более подробную информацию об измерениях можно найти в предыдущем исследовании.После изучения режима детектирования полного выхода электронов (TEY) и его применения в X-PEEM49 пробная глубина 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, 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, вносящих вклад в TEY.Однако сигнал чистого железа требует более высокой кинетической энергии, чтобы электроны прошли через оксидный слой на поверхность и были собраны анализатором.При этом сигнал Fe0 обусловлен в основном оже-электронами LVV, а также эмитированными ими вторичными электронами.Кроме того, интенсивность TEY, вносимая этими электронами, затухает во время пути убегания электронов, что еще больше 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 сгруппировать их на основе информации об их атрибутах (свойствах энергии фотонов).Кластеризация K-средних представляет собой итерационный алгоритм разделения данных на K непересекающихся групп (кластеров), где каждый пиксель принадлежит определенному кластеру в зависимости от пространственного распределения химической неоднородности микроструктурного состава стали.Алгоритм K-средних включает два этапа: на первом этапе вычисляются K центроидов, а на втором этапе каждой точке ставится в соответствие кластер с соседними центроидами.Центр тяжести кластера определяется как среднее арифметическое точек данных (спектр XAS) для этого кластера.Существуют различные расстояния для определения соседних центроидов как евклидово расстояние.Для входного изображения px,y (где x и y — разрешение в пикселях), CK — центр тяжести кластера;затем это изображение может быть сегментировано (кластеризовано) на K кластеров с использованием K-means63.Заключительные шаги алгоритма кластеризации K-средних:
Шаг 2. Рассчитайте принадлежность всех пикселей в соответствии с текущим центроидом.Например, он рассчитывается из евклидова расстояния d между центром и каждым пикселем:
Шаг 3 Назначьте каждый пиксель ближайшему центроиду.Затем пересчитайте позиции центроида K следующим образом:
Шаг 4. Повторяйте процесс (уравнения (7) и (8)) до тех пор, пока центроиды не сойдутся.Окончательные результаты качества кластеризации сильно коррелируют с лучшим выбором начальных центроидов.Для структуры данных PEEM изображений стали обычно X (x × y × λ) представляет собой куб данных трехмерного массива, тогда как оси x и y представляют пространственную информацию (разрешение в пикселях), а ось λ соответствует фотону.энергетическая спектральная картина.Алгоритм K-средних используется для изучения областей интереса 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.кластер).Он используется для изучения пространственного распределения, локальных спектральных изменений, поведения при окислении и химических состояний.Например, алгоритм кластеризации K-средних использовался для областей L-края Fe и L-края Cr в горячедеформированном и холоднокатаном X-PEEM.Было протестировано различное количество кластеров K (областей микроструктуры), чтобы найти оптимальные кластеры и центроиды.Когда эти числа отображаются, пиксели переназначаются соответствующим центроидам кластера.Каждое цветовое распределение соответствует центру кластера, показывая пространственное расположение химических или физических объектов.Извлеченные центроиды представляют собой линейные комбинации чистых спектров.
Данные, подтверждающие результаты этого исследования, доступны по разумному 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. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость нарушения сварной дуплексной реакции стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandstrom, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей.Британия.Дробная часть.шерсть.73, 377–390 (2006).
Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Дж. Х. и Ван Дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в среде с некоторыми органическими кислотами и органическими кислотами/хлоридами. Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Дж. Х. и Ван Дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в среде с некоторыми органическими кислотами и органическими кислотами/хлоридами.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.А., Потгитер, Дж. Х. и Ван Дер Мерве, Дж. «Нержавеющая сталь», «органический», «органический», «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.Методы материалов 57, 107–117 (2010).
Баррера, С. и соавт.Коррозионно-окислительное поведение дуплексных сплавов Fe-Al-Mn-C.Материалы 12, 2572 (2019).
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 нефтегазодобычи.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 нефтегазодобывающего оборудования.Вебинар E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной реакции стали марки 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали типа 2507.Металл. Кингкланг С. и Утайсансук В. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究。 Кингкланг С. и Утайсансук В. 2507 级热变形行为的研究。Кингкланг С. и Утайсансук В. Исследование поведения при горячей деформации дуплексной нержавеющей стали типа 2507.Металл.альма-матер.транс.48, 95–108 (2017).
Чжоу, Т. и др.Влияние контролируемой холодной прокатки на микроструктуру и механические свойства супердуплексной нержавеющей стали SAF 2507, модифицированной церием.альма-матер.наука.Британия.А 766, 138352 (2019).
Чжоу, Т. и др.Структурные и механические свойства, вызванные термической деформацией модифицированной церием супердуплексной нержавеющей стали SAF 2507.Дж. Альма-матер.резервуар.технологии.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 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. Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. и Чжэн, К.Чжэн З., 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 К. и Сун С. Влияние Се на микроструктуру и свойства суперферритных нержавеющих сталей 27Cr-3,8Mo-2Ni. Ли Ю., Ян Г., Цзян З., Чен К. и Сун С. Влияние Се на микроструктуру и свойства суперферритных нержавеющих сталей 27Cr-3,8Mo-2Ni.Ли Ю., Ян Г., Цзян З., Чен К. и Сун С. Влияние селена на микроструктуру и свойства суперферритных нержавеющих сталей 27Cr-3,8Mo-2Ni. Ли, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чен, К. и Сунь, С. Се Ли Ю., Ян Г., Цзян З., Чен К. и Сун С. Влияние церия на микроструктуру и свойства суперстали из нержавеющей стали 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритной стали 27Cr-3,8Mo-2Ni. Ли Ю., Ян Г., Цзян З., Чен К. и Сун С. Влияние Се на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеющей стали 27Cr-3,8Mo-2Ni.Железный знак.Стилмак 47, 67–76 (2020).