Благодарим вас за посещение сайта Nature.com. Вы используете версию браузера с ограниченной поддержкой CSS. Для наилучшего взаимодействия с сайтом мы рекомендуем использовать обновленную версию браузера (или отключить режим совместимости в Internet Explorer). Кроме того, для обеспечения постоянной поддержки мы отображаем сайт без стилей и JavaScript.
Отображает карусель из трех слайдов одновременно. Используйте кнопки «Предыдущий» и «Следующий», чтобы переключаться между тремя слайдами за раз, или используйте ползунки в конце, чтобы переключаться между тремя слайдами за раз.
Широко используемая нержавеющая сталь и ее кованые аналоги устойчивы к коррозии в условиях окружающей среды благодаря пассивирующему слою, состоящему из оксида хрома. Коррозия и эрозия стали обычно связаны с разрушением этих слоев, но редко с появлением поверхностных неоднородностей, в зависимости от микроскопического уровня. В данной работе наноразмерная химическая неоднородность поверхности, обнаруженная с помощью спектроскопической микроскопии и хемометрического анализа, неожиданно оказалась доминирующей в разрушении и коррозии холоднокатаной модифицированной церием супердуплексной нержавеющей стали 2507 (SDSS) во время ее горячей деформации. Хотя рентгеновская фотоэлектронная микроскопия показала относительно равномерное покрытие естественного слоя Cr2O3, пассивирующие свойства холоднокатаной SDSS оказались низкими из-за локального распределения богатых Fe3+ наноостровков на слое оксида Fe/Cr. Эти знания на атомном уровне обеспечивают глубокое понимание коррозии нержавеющей стали и, как ожидается, помогут в борьбе с коррозией аналогичных высоколегированных металлов.
С момента изобретения нержавеющей стали антикоррозионные свойства феррохрома объясняются наличием хрома, который образует прочные оксиды/оксигидроксиды и проявляет пассивирующее поведение в большинстве сред. По сравнению с обычными (аустенитными и ферритными) нержавеющими сталями 1, 2, 3, супердуплексные нержавеющие стали (СДНС) обладают лучшей коррозионной стойкостью и превосходными механическими свойствами. Повышенная механическая прочность позволяет создавать более легкие и компактные конструкции. В свою очередь, экономичная СДНС обладает высокой устойчивостью к точечной и щелевой коррозии, что приводит к увеличению срока службы и, следовательно, расширяет область ее применения в системах контроля загрязнения, химических контейнерах и морской нефтегазовой промышленности4. Однако узкий диапазон температур термообработки и плохая формуемость препятствуют их широкому практическому применению. Поэтому СДНС модифицируют для улучшения вышеуказанных характеристик. Например, в СДНС 2507 (Ce-2507) была введена модификация Ce с высоким содержанием азота6,7,8. Редкоземельный элемент (Ce) в соответствующей концентрации 0,08 мас.% оказывает благоприятное воздействие на механические свойства дуплексной нержавеющей стали (ДНС), поскольку улучшает измельчение зерен и прочность границ зерен. Также улучшаются износостойкость и коррозионная стойкость, прочность на растяжение и предел текучести, а также обрабатываемость в горячем состоянии9. Большое количество азота может заменить дорогостоящий никель, что делает ДНС более экономически выгодной10.
В последнее время сталь SDSS подвергается пластической деформации при различных температурах (криогенных, низких и высоких) для достижения превосходных механических свойств6,7,8. Однако превосходная коррозионная стойкость стали SDSS, обусловленная наличием тонкой оксидной пленки на поверхности, зависит от многих факторов, таких как присущая ей неоднородность из-за присутствия гетерогенных фаз с различными границами зерен, нежелательные осадки и различная реакция, а также деформации аустенитной и ферритной фаз7. Поэтому изучение микроскопических доменных свойств таких пленок вплоть до уровня электронной структуры становится решающим для понимания коррозии стали SDSS и требует сложных экспериментальных методов. До сих пор методы, чувствительные к поверхности, такие как Оже-электронная спектроскопия11 и рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия12,13,14,15, а также рентгеновская фотоэлектронная микроскопия (HAX-PEEM)16, как правило, не позволяли обнаружить химические различия в поверхностных слоях и химические состояния одного и того же элемента в разных местах наноразмерного пространства. В ряде недавних исследований была установлена ​​корреляция между локализованным окислением хрома и наблюдаемым коррозионным поведением аустенитных нержавеющих сталей17, мартенситных сталей18 и SDSS19,20. Однако эти исследования в основном были сосредоточены на влиянии неоднородности хрома (например, степени окисления Cr3+) на коррозионную стойкость. Латеральная неоднородность степеней окисления элементов может быть вызвана различными соединениями с одними и теми же составляющими элементами, такими как оксиды железа. Эти соединения, которые приобрели малый размер в результате термомеханической обработки, находятся в непосредственной близости друг от друга, но различаются по составу и степени окисления16,21. Поэтому для обнаружения растрескивания оксидных пленок и последующего образования питтинга необходимо понимать неоднородность поверхности на микроскопическом уровне. Несмотря на эти требования, количественные оценки, такие как латеральная неоднородность окисления, особенно для Fe на нано- и атомном уровне, до сих пор отсутствуют, и ее корреляция с коррозионной стойкостью остается неизученной. До недавнего времени химическое состояние различных элементов, таких как Fe и Ca22, в образцах стали количественно характеризовалось с помощью мягкой рентгеновской фотоэлектронной микроскопии (X-PEEM) на синхротронных установках на наноразмерном уровне. В сочетании с химически чувствительной рентгеновской абсорбционной спектроскопией (XAS) X-PEEM позволяет проводить измерения XAS с высоким пространственным и спектральным разрешением, предоставляя химическую информацию о составе элементов и их химическом состоянии с пространственным разрешением до двадцати трех нанометров. Это спектромикроскопическое наблюдение за началом процесса облегчает локальные химические наблюдения и может продемонстрировать химические изменения в пространстве слоя железа, которые ранее не исследовались.
Данное исследование расширяет преимущества метода PEEM в обнаружении химических различий на наномасштабе и представляет собой информативный метод анализа поверхности на атомном уровне для понимания коррозионного поведения Ce-2507. В нем используется кластерный хемометрический подход K-средних24 для картирования глобальной химической (гетеро)однородности участвующих элементов, химические состояния которых представлены в статистическом виде. В отличие от коррозии, инициированной разрушением пленки оксида хрома в традиционном случае, меньшая пассивация и более низкая коррозионная стойкость в настоящее время объясняются локализованными наноостровками, обогащенными Fe3+, вблизи слоя оксида Fe/Cr, которые могут обладать защитными свойствами. Оксид разрушает точечную пленку и вызывает коррозию.
Коррозионное поведение деформированного SDSS 2507 было впервые оценено с помощью электрохимических измерений. На рис. 1 показаны кривые Найквиста и Боде для выбранных образцов в кислом (pH = 1) водном растворе FeCl3 при комнатной температуре. Выбранный электролит действует как сильный окислитель, характеризующий тенденцию пассивирующей пленки к разрушению. Хотя материал не подвергался стабильному питтингу при комнатной температуре, анализ позволил получить представление о возможных событиях разрушения и последующей коррозии. Эквивалентная схема (рис. 1d) использовалась для аппроксимации спектра электрохимической импедансной спектроскопии (ЭИС), а соответствующие результаты аппроксимации показаны в таблице 1. Неполные полукруги появляются в образцах, подвергнутых термической обработке и горячей обработке, в то время как сжатые полукруги появляются в образцах, подвергнутых холодной прокатке (рис. 1b). В спектроскопии ЭИС радиус полукруга можно считать поляризационным сопротивлением (Rp)25,26. Значение Rp для обработанной раствором беговой дорожки, представленное в таблице 1, составляет около 135 кОм·см⁻², однако значения для горячекатаной и холоднокатаной беговых дорожек значительно ниже и составляют 34,7 и 2,1 кОм·см⁻² соответственно. Это существенное снижение Rp свидетельствует о пагубном влиянии пластической деформации на пассивацию и коррозионную стойкость, как показано в предыдущих отчетах27,28,29,30.
a) Диаграммы Найквиста, b) и c) диаграммы Боде импеданса и фазы, и d) соответствующие эквивалентные схемы, где RS — сопротивление электролита, Rp — сопротивление поляризации, а QCPE — оксид элемента постоянной фазы, используемый для моделирования неидеальной емкости (n). Измерения EIS проводятся при потенциале разомкнутой цепи.
Одновременные константы показаны на диаграмме Боде, где плато в высокочастотном диапазоне представляет собой сопротивление электролита RS26. По мере уменьшения частоты импеданс увеличивается, и наблюдается отрицательный фазовый угол, указывающий на доминирование емкости. Фазовый угол увеличивается, сохраняя максимум в относительно широком диапазоне частот, а затем уменьшается (рис. 1c). Однако во всех трех случаях этот максимум все еще меньше 90°, что указывает на неидеальное емкостное поведение из-за емкостной дисперсии. Таким образом, элемент постоянной фазы QCPE (CPE) используется для представления распределения межфазной емкости, возникающей из-за шероховатости или неоднородности поверхности, особенно на атомном уровне, фрактальной геометрии, пористости электрода, неравномерного потенциала и геометрии с формой электродов31,32. Импеданс CPE:
где j — мнимая единица, а ω — угловая частота. QCPE — не зависящая от частоты константа, пропорциональная эффективной площади открытой поверхности электролита. n — безразмерное степенное число, описывающее отклонение конденсатора от идеальной емкости, то есть чем ближе n к 1, тем ближе CPE к чисто емкостному, а если n близко к нулю, то он кажется резистивным. Небольшие отклонения n, близкие к 1, указывают на неидеальное емкостное поведение поверхности после поляризационных испытаний. QCPE холоднокатаной SDSS значительно выше, чем у аналогов, что означает менее однородное качество поверхности.
В соответствии с большинством коррозионностойких свойств нержавеющих сталей, относительно высокое содержание хрома в SDSS обычно приводит к превосходной коррозионной стойкости SDSS благодаря наличию пассивирующей защитной оксидной пленки на поверхности17. Такие пассивирующие пленки обычно богаты оксидами и/или гидроксидами Cr3+, главным образом в сочетании с оксидами и/или (окси)гидроксидами Fe2+, Fe3+33. Несмотря на одинаковую однородность поверхности, пассивирующий оксидный слой и отсутствие наблюдаемых поверхностных трещин по данным микроскопических измерений6,7, коррозионное поведение горячедеформированных и холоднокатаных SDSS различно, поэтому для деформации стали необходимо углубленное изучение микроструктурных характеристик.
Микроструктура деформированной нержавеющей стали была количественно изучена с использованием собственного и синхротронного высокоэнергетического рентгеновского излучения (дополнительные рисунки 1, 2). Подробный анализ представлен в дополнительной информации. Хотя существует общее согласие относительно типа основной фазы, были обнаружены различия в объемных долях фаз, которые перечислены в дополнительной таблице 1. Эти различия могут быть обусловлены неоднородными долями фаз на поверхности и в объеме, на которые влияют различные глубины обнаружения рентгеновской дифракции (XRD) при различных источниках энергии падающих фотонов34. Относительно высокие доли аустенита в холоднокатаных образцах, определенные методом XRD из лабораторного источника, указывают на лучшую пассивацию и, следовательно, на лучшую коррозионную стойкость35, в то время как более точные и статистические результаты предполагают противоположные тенденции в долях фаз. Кроме того, коррозионная стойкость стали также зависит от степени измельчения зерна, уменьшения размера зерна, увеличения микродеформаций и плотности дислокаций, которые происходят во время термомеханической обработки36,37,38. Образцы, подвергнутые горячей обработке, имели более зернистую структуру, что указывает на наличие зерен микронного размера, в то время как гладкие кольца, наблюдаемые в образцах, подвергнутых холодной прокатке (дополнительный рис. 3), свидетельствуют о значительном измельчении зерен до наноразмера в предыдущих работах. Это должно способствовать образованию пассивной пленки и повышению коррозионной стойкости. Более высокая плотность дислокаций обычно связана с более низкой устойчивостью к питтинговой коррозии, что хорошо согласуется с электрохимическими измерениями.
Изменения химического состояния микродоменов основных элементов систематически изучались с помощью X-PEEM. Хотя легирующих элементов больше, здесь выбраны Cr, Fe, Ni и Ce39, поскольку Cr является ключевым элементом для образования пассивной пленки, Fe — основным элементом для стали, а Ni усиливает пассивацию и уравновешивает феррито-аустенитную фазу. Целью является структурирование и модификация Ce. Путем регулирования энергии синхротронного пучка, XAS позволила зафиксировать основные характеристики Cr (край L2.3), Fe (край L2.3), Ni (край L2.3) и Ce (край M4.5) на поверхности. -2507 SDSS. Соответствующий анализ данных был выполнен с использованием энергетической калибровки с опубликованными данными (например, XAS на Fe L2, 3 ребра40,41).
На рис. 2 показаны изображения X-PEEM горячедеформированного (рис. 2а) и холоднокатаного (рис. 2d) Ce-2507 SDSS, а также соответствующие края XAS Cr и Fe L2,3 в индивидуально отмеченных положениях. Край XAS L2,3 исследует незаполненные 3d-состояния электронов после фотовозбуждения на уровнях спин-орбитального расщепления 2p3/2 (край L3) и 2p1/2 (край L2). Информация о валентном состоянии Cr была получена из рентгенодифракционного анализа края L2,3 на рис. 2b,d. Сравнение ссылок. 42, 43 показали, что вблизи края L3 наблюдались четыре пика A (578,3 эВ), B (579,5 эВ), C (580,4 эВ) и D (582,2 эВ), отражающие октаэдрические ионы Cr3+, соответствующие Cr2O3. Экспериментальные спектры согласуются с теоретическими расчетами, как показано на панелях b и e, полученными в результате многократных расчетов кристаллического поля на границе раздела Cr L2.3 с использованием кристаллического поля 2,0 эВ44. Обе поверхности горячедеформированной и холоднокатаной стали SDSS покрыты относительно равномерным слоем Cr2O3.
a Тепловое изображение горячеформованной SDSS, полученное методом X-PEEM, соответствующее краю b Cr L2.3 и краю c Fe L2.3, d Тепловое изображение холоднокатаной SDSS, полученное методом X-PEEM, соответствующее краю e Cr L2.3 и f Fe L2.3 стороны (e). Спектры XAS, построенные в различных пространственных положениях, отмеченных на тепловых изображениях (a, d) оранжевыми пунктирными линиями на рисунках (b) и (e), представляют собой смоделированные спектры XAS Cr3+ со значением кристаллического поля 2,0 эВ. Для изображений X-PEEM используется тепловая палитра для улучшения читаемости изображения, где цвета от синего до красного пропорциональны интенсивности поглощения рентгеновского излучения (от низкой к высокой).
Независимо от химической среды этих металлических элементов, химическое состояние добавок легирующих элементов Ni и Ce для обоих образцов оставалось одинаковым. Дополнительный рисунок. На рис. 5-9 показаны изображения X-PEEM и соответствующие спектры XAS для Ni и Ce в различных точках на поверхности горячедеформированных и холоднокатаных образцов. Спектр XAS для Ni показывает степень окисления Ni2+ по всей измеренной поверхности горячедеформированных и холоднокатаных образцов (дополнительное обсуждение). Следует отметить, что в случае горячедеформированных образцов сигнал XAS для Ce не наблюдается, в то время как спектр Ce3+ в холоднокатаных образцах наблюдается в одной точке. Наблюдение пятен Ce в холоднокатаных образцах показало, что Ce в основном существует в виде преципитатов.
В термически деформированном SDSS локальных структурных изменений на краю Fe L2.3 не наблюдалось (рис. 2c). Однако, как показано на рис. 2f, матрица Fe микроскопически изменяет свое химическое состояние в семи случайно выбранных точках в холоднокатаном SDSS. Кроме того, для получения точного представления об изменениях состояния Fe в выбранных местах на рис. 2f были проведены локальные исследования поверхности (рис. 3 и дополнительный рис. 10), в которых были выбраны меньшие круглые области. Спектры XAS края Fe L2,3 систем α-Fe2O3 и октаэдрических оксидов Fe2+ были смоделированы с использованием расчетов мультиплетного кристаллического поля с использованием кристаллических полей 1,0 (Fe2+) и 1,0 (Fe3+)44. Мы отмечаем, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют разные локальные симметрии45,46, Fe3O4 представляет собой комбинацию Fe2+ и Fe3+47, а FeO45 является формально двухвалентным оксидом Fe2+ (3d6). Мы отмечаем, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют разные локальные симметрии45,46, Fe3O4 представляет собой комбинацию Fe2+ и Fe3+47, а FeO45 является формально двухвалентным оксидом Fe2+ (3d6).Следует отметить, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют разную локальную симметрию45,46, Fe3O4 сочетает в себе как Fe2+, так и Fe3+47, а FeO45 представляет собой формально двухвалентный оксид Fe2+ (3d6).Следует отметить, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют разные локальные симметрии45,46, Fe3O4 содержит комбинации Fe2+ и Fe3+47, а FeO45 действует как формальный двухвалентный оксид Fe2+ (3d6). Все ионы Fe3+ в α-Fe2O3 имеют только позиции Oh, тогда как γ-Fe2O3 обычно представляется как шпинель Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 с вакансиями в позициях eg. Следовательно, ионы Fe3+ в γ-Fe2O3 имеют как позиции Td, так и Oh. Как упоминалось в предыдущей работе, хотя соотношения интенсивностей двух ионов различны, их соотношение интенсивностей eg/t2g ≈1, тогда как в данном случае наблюдаемое соотношение интенсивностей eg/t2g составляет около 1. Это исключает возможность присутствия только Fe3+ в данном случае. Рассматривая случай Fe3O4 с комбинациями Fe2+ и Fe3+, известно, что более слабая (сильная) первая характеристика на L3-крае Fe указывает на меньшую (большую) незаполненность в состоянии t2g. Это относится и к Fe2+ (Fe3+), что указывает на увеличение первого знака, свидетельствующее об увеличении содержания Fe2+47. Эти результаты показывают, что Fe2+ и γ-Fe2O3, α-Fe2O3 и/или Fe3O4 преобладают на холоднокатаных поверхностях композитов.
Увеличенные изображения фотоэмиссионных электронных тепловых спектров (a, c) и (b, d) XAS вдоль края Fe L2,3 в различных пространственных положениях в выбранных областях 2 и E на рис. 2d.
Полученные экспериментальные данные (рис. 4a и дополнительный рис. 11) были нанесены на график и сравнены с данными для чистых соединений 40, 41, 48. В основном, в разных пространственно расположенных местах наблюдались три различных типа экспериментально наблюдаемых спектров рентгеновской абсорбционной спектроскопии (XAS) на L-крае железа (XAS-1, XAS-2 и XAS-3: рис. 4a). В частности, спектр, аналогичный 2-a (обозначенный как XAS-1) на рис. 3b, наблюдался во всей интересующей области, за которым следовал спектр 2-b (обозначенный как XAS-2), в то время как спектр, аналогичный E-3, наблюдался на рис. 3d (обозначенный как XAS-3) в определенных локализованных областях. Обычно для идентификации валентных состояний, присутствующих в образце-зонде, используются четыре параметра: (1) спектральные характеристики L3 и L2, (2) энергетические положения характеристик L3 и L2, (3) разница энергий L3-L2, (4) отношение интенсивности L2 к L3. Согласно визуальным наблюдениям (рис. 4а), на поверхности исследуемого образца SDSS присутствуют все три компонента железа, а именно Fe0, Fe2+ и Fe3+. Рассчитанное отношение интенсивностей L2/L3 также указывает на присутствие всех трех компонентов.
a) Наблюдаемые три различных экспериментальных данных (сплошные линии XAS-1, XAS-2 и XAS-3 соответствуют 2-a, 2-b и E-3 на рис. 2 и рис. 3) сравниваются с моделированными спектрами XAS, октаэдрами Fe2+, Fe3+, значениями кристаллического поля 1,0 эВ и 1,5 эВ соответственно; b–d) Измеренные экспериментальные данные (XAS-1, XAS-2, XAS-3) и соответствующие оптимизированные данные LCF (сплошная черная линия), а также сравнение спектров XAS-3 со стандартами Fe3O4 (смешанное состояние Fe) и Fe2O3 (чистый Fe3+).
Для количественного определения состава оксида железа использовалась линейная комбинация (LCF) трех стандартов40,41,48. LCF применялась к трем выбранным спектрам рентгеновской абсорбционной спектроскопии (XAS) L-края железа, демонстрирующим наибольший контраст, а именно XAS-1, XAS-2 и XAS-3, как показано на рис. 4b–d. При подгонке LCF во всех случаях учитывалось 10% Fe0 из-за небольшого выступа, наблюдаемого во всех данных, и того факта, что основным компонентом стали является черный металл. Действительно, глубина зондирования X-PEEM для Fe (~6 нм)49 больше, чем расчетная толщина оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Действительно, глубина зондирования X-PEEM для Fe (~6 нм)49 больше, чем расчетная толщина оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая основа слоения окисления (немного > 4 нм), что позволяет определить сигнал от математической матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Действительно, глубина зондирования X-PEEM для Fe (~6 нм)49 превышает предполагаемую толщину оксидного слоя (немного >4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем.Фактически, метод X-PEEM обнаруживает Fe (~6 нм)49 на большей глубине, чем ожидаемая толщина оксидного слоя (чуть более 4 нм), что позволяет обнаруживать сигналы от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Были проведены различные комбинации Fe2+ и Fe3+ для поиска наилучшего решения для наблюдаемых экспериментальных данных. На рис. 4b показана комбинация Fe2+ и Fe3+ в спектре XAS-1, где пропорции Fe2+ и Fe3+ близки, около 45%, что указывает на смешанное состояние окисления Fe. В то время как для спектра XAS-2 процентное содержание Fe2+ и Fe3+ составляет ~30% и 60% соответственно. Содержание Fe2+ ниже, чем Fe3+. Соотношение Fe2+ к Fe3 1:2 означает, что Fe3O4 может образовываться при том же соотношении ионов Fe. Кроме того, в спектре XAS-3 процентное содержание Fe2+ и Fe3+ изменилось до ~10% и 80%, что указывает на более высокую степень превращения Fe2+ в Fe3+. Как упоминалось выше, Fe3+ может поступать из α-Fe2O3, γ-Fe2O3 или Fe3O4. Для понимания наиболее вероятного источника Fe3+ спектры XAS-3 представлены вместе с различными стандартами Fe3+ на рис. 4e, демонстрируя сходство со всеми двумя стандартами при рассмотрении пика B. Однако интенсивность плеча (A: от Fe2+) и отношение интенсивностей B/A указывают на то, что спектр XAS-3 близок, но не идентичен спектру γ-Fe2O3. По сравнению с объемным γ-Fe2O3, интенсивность Fe 2p XAS пика A SDSS немного выше (рис. 4e), что указывает на более высокую интенсивность Fe2+. Хотя спектр XAS-3 похож на спектр γ-Fe2O3, где Fe3+ присутствует как в положениях Oh, так и в положениях Td, идентификация различных валентных состояний и координации только по краю L2,3 или соотношению интенсивностей L2/L3 по-прежнему остается проблемой, которая является часто обсуждаемой темой из-за сложности различных факторов, влияющих на конечный спектр41.
В дополнение к описанной выше спектральной дискриминации химических состояний выбранных областей интереса, глобальная химическая неоднородность ключевых элементов Cr и Fe была оценена путем классификации всех спектров XAS, полученных на поверхности образца, с использованием метода кластеризации K-средних. Профили краев Cr L были установлены таким образом, чтобы сформировать два оптимальных кластера, пространственно распределенных в образцах после горячей и холодной прокатки, показанных на рис. 5. Очевидно, что локальных структурных изменений не наблюдалось, поскольку два центроида спектров XAS Cr очень похожи. Эти спектральные формы двух кластеров почти идентичны формам, соответствующим Cr2O342, что означает, что слои Cr2O3 относительно равномерно распределены по SDSS.
a) кластер областей L-края Cr, полученных методом K-средних, b) соответствующие центроиды XAS. Результаты сравнения K-средних X-PEEM холоднокатаной SDSS: c) кластеры областей края Cr L2,3, полученных методом K-средних, и d) соответствующие центроиды XAS.
Для иллюстрации более сложной карты края FeL используются четыре и пять оптимизированных кластеров и соответствующие им центроиды (спектральные распределения) для образцов, подвергнутых горячей и холодной прокатке, соответственно. Таким образом, процентное содержание (%) Fe2+ и Fe3+ можно получить, скорректировав LCF, показанный на рис. 4. Псевдоэлектродный потенциал Epseudo как функция Fe0 использовался для выявления микрохимической неоднородности поверхностной оксидной пленки. Epseudo приблизительно оценивается с помощью правила смешивания.
где \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) равно \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), что составляет 0,440 и 0,036 В соответственно. Области с более низким потенциалом имеют более высокое содержание соединений Fe3+. Распределение потенциала в термически деформированном образце имеет слоистый характер с максимальным изменением около 0,119 В (рис. 6a,b). Это распределение потенциала тесно связано с топографией поверхности (рис. 6a). Никаких других изменений, связанных с положением, в нижележащей ламеллярной внутренней части не наблюдалось (рис. 6b). Напротив, для комбинации различных оксидов с различным содержанием Fe2+ и Fe3+ в холоднокатаной SDSS наблюдается неоднородный характер псевдопотенциала (рис. 6c, d). Оксиды и/или (окси)гидроксиды Fe3+ являются основными компонентами коррозии стали и проницаемы для кислорода и воды50. В этом случае видно, что островки, богатые Fe3+, распределены локально и могут рассматриваться как зоны коррозии. В этом случае градиент потенциального поля, а не абсолютное значение потенциала, может рассматриваться как индикатор локализации активных зон коррозии51. Такое неоднородное распределение Fe2+ и Fe3+ на поверхности холоднокатаной стали SDSS может изменять локальные химические свойства и обеспечивать более эффективную площадь поверхности для растрескивания оксидной пленки и коррозионных реакций, тем самым позволяя нижележащей металлической матрице непрерывно корродировать, что приводит к внутренней неоднородности и снижает защитные свойства пассивирующего слоя.
Кластеры K-средних областей края Fe L2,3 и соответствующие центроиды XAS для a–c горячедеформированного X-PEEM и d–f холоднокатаного SDSS. a, d Диаграмма кластеров K-средних, наложенная на изображение X-PEEM. Указаны оценочные псевдоэлектродные потенциалы (эпсёдло) вместе с диаграммами кластеров K-средних. Яркость изображения X-PEEM, например, цвет на рис. 2, прямо пропорциональна интенсивности поглощения рентгеновского излучения.
Относительно однородное содержание хрома, но различное химическое состояние железа приводит к различным причинам растрескивания оксидной пленки и характера коррозии в горячекатаном и холоднокатаном сплаве Ce-2507. Это свойство холоднокатаного Ce-2507 хорошо известно. Что касается образования оксидов и гидроксидов железа в атмосферном воздухе, то в данной работе следующие реакции рассматриваются как нейтральные:
На основании измерений X-PEEM, вышеуказанная реакция произошла в следующих случаях. Небольшой выступ, соответствующий Fe0, связан с нижележащим металлическим железом. Реакция металлического Fe с окружающей средой приводит к образованию слоя Fe(OH)2 (уравнение (5)), который усиливает сигнал Fe2+ в XAS L-края Fe. Длительное воздействие воздуха приведет к образованию оксидов Fe3O4 и/или Fe2O3 после Fe(OH)252,53. Два типа стабильного Fe, Fe3O4 и Fe2O3, также могут образовываться в богатом Cr3+ защитном слое, где Fe3O4 предпочитает однородную и когезивную структуру. Присутствие обоих приводит к смешанным степеням окисления (спектр XAS-1). Спектр XAS-2 в основном соответствует Fe3O4. В то время как спектры XAS-3, наблюдаемые в нескольких положениях, указывают на полное превращение в γ-Fe2O3. Поскольку глубина проникновения невозмущенных рентгеновских лучей составляет приблизительно 50 нм, сигнал от нижележащего слоя приводит к более высокой интенсивности пика А.
Рентгенодифракционный спектр показывает, что компонент Fe в оксидной пленке имеет слоистую структуру, которая сочетается со слоем оксида Cr. В отличие от пассивирующей характеристики коррозии, обусловленной локальной неоднородностью Cr2O317, несмотря на однородный слой Cr2O3 в данном исследовании, в этом случае наблюдалась низкая коррозионная стойкость, особенно для холоднокатаных образцов. Наблюдаемое поведение можно объяснить неоднородностью химической степени окисления верхнего слоя (Fe), влияющей на коррозионные свойства. Медленный перенос ионов металла или кислорода в кристаллической решетке из-за одинаковой стехиометрии верхнего (оксид Fe) и нижнего (оксид Cr) слоев52,53 приводит к лучшему взаимодействию (адгезии) между ними. Это, в свою очередь, улучшает коррозионную стойкость. Поэтому непрерывная стехиометрия, то есть одна степень окисления Fe, предпочтительнее резких стехиометрических изменений. Термически деформированная SDSS имеет более однородную поверхность и более плотный защитный слой, что обеспечивает лучшую коррозионную стойкость. Однако для холоднокатаной стали SDSS наличие богатых ионами Fe3+ островков под защитным слоем разрушает целостность поверхности и вызывает гальваническую коррозию близлежащей подложки, что приводит к снижению Rp (таблица 1) в спектрах EIS и коррозионной стойкости. Таким образом, локально распределенные богатые ионами Fe3+ островки, образовавшиеся в результате пластической деформации, в основном влияют на коррозионную стойкость, что является прорывом в данной работе. Поэтому в данном исследовании представлены спектромикроснимки снижения коррозионной стойкости из-за пластической деформации исследуемых образцов стали SDSS.
Кроме того, хотя легирование редкоземельными элементами двухфазных сталей обеспечивает лучшие результаты, взаимодействие этого добавленного элемента с отдельной стальной матрицей с точки зрения коррозионного поведения остается неясным на основе наблюдений с помощью спектроскопической микроскопии. Сигнал Ce (вдоль M-края XAS) появляется лишь в нескольких точках во время холодной прокатки, но исчезает во время горячей деформации SDSS, что указывает на локальное осаждение Ce в стальной матрице вместо гомогенного легирования. Хотя механические свойства SDSS не улучшаются6,7, присутствие редкоземельных элементов уменьшает размер включений и, как считается, подавляет питтинговую коррозию в месте ее возникновения54.
В заключение, данная работа раскрывает влияние неоднородности поверхности на коррозию нержавеющей стали 2507 SDSS, модифицированной церием, путем количественного определения химического состава наночастиц. Мы ответили на вопрос, почему нержавеющая сталь корродирует даже при наличии защитного оксидного слоя, количественно изучив микроструктуру, химическое состояние поверхностных элементов и обработку сигналов с использованием кластеризации методом K-средних. Установлено, что богатые Fe3+ островки, включая их октаэдрическую и тетраэдрическую координацию по всей структуре смешанных Fe2+/Fe3+, являются источником разрушения оксидной пленки и источником коррозии холоднокатаной нержавеющей стали SDSS. Наноостровки, в которых преобладает Fe3+, приводят к низкой коррозионной стойкости даже при наличии достаточного стехиометрического пассивирующего слоя Cr2O3. Помимо методологических достижений в определении влияния наноразмерной химической неоднородности на коррозию, ожидается, что данная работа послужит стимулом для инженерных процессов повышения коррозионной стойкости нержавеющих сталей в процессе сталеплавильного производства.
Для получения слитков Ce-2507 SDSS, использованных в данном исследовании, смешанные компоненты, включая лигатуру Fe-Ce, герметизированную трубками из чистого железа, плавили в среднечастотной индукционной печи массой 150 кг для получения расплавленной стали и разливали в литейные формы. Измеренные химические составы (мас. %) приведены в дополнительной таблице 2. Слиток сначала формули в блоки методом горячей формовки. Затем сталь отжигали при 1050 °C в течение 60 минут до образования твердого раствора, а затем закаливали в воде до комнатной температуры. Изучаемые образцы подробно исследовали с помощью ТЭМ и ДЭУ для изучения фаз, размера зерен и морфологии. Более подробная информация об образцах и процессе производства содержится в других источниках6,7.
Для горячего прессования были изготовлены цилиндрические образцы (φ10 мм × 15 мм) с осью цилиндра, параллельной направлению деформации блока. Высокотемпературное сжатие проводилось при постоянной скорости деформации в диапазоне 0,01–10 с⁻¹ при различных температурах в диапазоне 1000–1150 °C с использованием термосимулятора Gleeble-3800. Перед деформацией образцы нагревали при выбранной температуре со скоростью 10 °C с⁻¹ в течение 2 мин для устранения температурного градиента. После достижения равномерности температуры образцы деформировали до истинного значения деформации 0,7. После деформации их немедленно охлаждали водой для сохранения деформированной структуры. Затем упрочненные образцы разрезали параллельно направлению сжатия. Для данного исследования мы выбрали образец, термически деформированный при 1050 °C, 10 с⁻¹, из-за более высокой наблюдаемой микротвердости по сравнению с другими образцами⁷.
Образцы твердого раствора Ce-2507 в объеме (80 × 10 × 17 мм³) были испытаны на трехфазной асинхронной двухвалковой деформационной машине LG-300, которая показала наилучшие механические свойства среди всех других классов деформации⁶. Скорость деформации и уменьшение толщины составляли 0,2 м·с⁻¹ и 5% для каждого пути соответственно.
Для электрохимического измерения SDSS после холодной прокатки с уменьшением толщины на 90% (1,0 эквивалентная истинная деформация) и горячего прессования с истинной деформацией 0,7 при температуре 1050 °C и времени 10 с⁻¹ использовалась электрохимическая рабочая станция Autolab PGSTAT128N. Рабочая станция имеет трехэлектродную ячейку с насыщенным каломельным электродом в качестве электрода сравнения, графитовым противоэлектродом и образцом SDSS в качестве рабочего электрода. Образцы были нарезаны на цилиндры диаметром 11,3 мм, к боковым сторонам которых были припаяны медные проволоки. Затем образец заливали эпоксидной смолой, оставляя рабочую открытую поверхность площадью 1 см² в качестве рабочего электрода (нижняя поверхность цилиндрического образца). Необходимо соблюдать осторожность во время отверждения эпоксидной смолы и последующей шлифовки и полировки, чтобы избежать растрескивания. Рабочая поверхность шлифовалась и полировалась алмазной полировальной суспензией с размером частиц 1 микрон, очищалась дистиллированной водой и этанолом и сушилась на холодном воздухе. Перед электрохимическими измерениями полированные образцы выдерживали на воздухе в течение нескольких дней для образования естественной оксидной пленки. Для ускорения коррозии нержавеющей стали55 использовали водный раствор FeCl3 (6,0 мас.%), стабилизированный HCl до pH = 1,0 ± 0,01, поскольку она находится в агрессивных средах, где присутствуют хлорид-ионы с сильной окислительной способностью и низким pH, как указано в стандартах ASTM. Предлагаемые стандарты: G48 и A923. Образцы погружали в тестовый раствор на 1 час перед проведением каких-либо измерений, чтобы достичь состояния, близкого к стационарному. Для образцов твердого раствора, горячедеформированных и холоднокатаных образцов диапазон частот измерения импеданса составлял 1 × 10⁵ ~ 0,1 Гц, а потенциал разомкнутой цепи (OPS) — 5 мВ, что соответствовало 0,39, 0,33 и 0,25 В относительно насыщенного каломельного электрода (VSCE) соответственно. Для обеспечения воспроизводимости данных каждый электрохимический тест образца повторяли не менее трех раз в одинаковых условиях.
Для измерений HE-SXRD использовались прямоугольные блоки из дуплексной стали размером 1 × 1 × 1,5 мм³, которые измерялись на высокоэнергетической вигглерной линии Брокхауса в CLS, Канада, для количественного определения фазового состава⁵⁶. Сбор данных проводился при комнатной температуре в геометрии Дебая-Шеррера или транспортной геометрии. Длина волны рентгеновских лучей, откалиброванных по калибровочному образцу LaB₆, составляет 0,212561 Å, что соответствует 58 кэВ, что значительно выше, чем у Cu Kα (8 кэВ), обычно используемого в качестве лабораторного источника рентгеновского излучения. Образец располагался на расстоянии 740 мм от детектора. Объем детектирования каждого образца составляет 0,2 × 0,3 × 1,5 мм³, который определяется размером пучка и толщиной образца. Каждый из этих наборов данных был получен с помощью плоскопанельного рентгеновского детектора Perkin Elmer с разрешением 200 мкм (40 × 40 см²), временем экспозиции 0,3 секунды и 120 кадрами.
Измерения X-PEEM двух выбранных модельных систем проводились на конечной станции PEEM линии MAXPEEM в лаборатории MAX IV (Лунд, Швеция). Образцы были подготовлены так же, как и для электрохимических измерений. Подготовленные образцы выдерживались на воздухе в течение нескольких дней и дегазировались в камере сверхвысокого вакуума перед облучением синхротронными фотонами. Энергетическое разрешение пучка определяется измерением спектра ионного выхода от N 1 ​​s до 1\(\pi _g^ \ast\) в области возбуждения с hv = 401 эВ в N2 и зависимостью энергии фотона от E3/2,57. Спектральная подгонка дала ΔE (ширина спектральной линии) ~0,3 эВ в измеренном диапазоне энергий. Таким образом, энергетическое разрешение линии пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000, а поток ≈1012 фотонов/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с кремниевой решеткой с 1200 линиями на мм−1 для края Fe 2p L2,3, края Cr 2p L2,3, края Ni 2p L2,3 и края Ce M4,5. Таким образом, энергетическое разрешение линии пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000, а поток ≈1012 фотонов/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с кремниевой решеткой с 1200 линиями на мм−1 для края Fe 2p L2.3, края Cr 2p L2.3, края Ni 2p L2.3 и края Ce M4.5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка оценивалось как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 и поток ≈1012 ф/с при модифицированном монохроматоре SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Се М4,5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 и поток ≈1012 ф/с с использованием модифицированного монохроматора SX-700 с кремниевой решеткой с 1200 линиями/мм для края Fe 2p L2,3, края Cr 2p L2.3, края Ni 2p L2.3 и края Ce M4.5.因此,光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 和通量≈1012 Ф/с 通过使用改进的SX-700 Si 1200 мкм-1, Fe 2p L2,3, Cr 2p L2,3, Ni 2p L2,3, Ce M4,5.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 通过 改进 的 SX-700 SI 1200 мм-1, Fe 2P 2P 2P L2.3, Cr 2p L2.3, Ni 2p L2.3, Ce M4.5.Таким образом, при использовании модифицированного монохроматора SX-700 и кремниевой дифракционной решетки с 1200 линиями. 3, Cr край 2p L2.3, Ni край 2p L2.3 и Ce край M4.5.Энергию фотонов увеличивали с шагом 0,2 эВ. При каждой энергии изображения PEEM регистрировали с помощью CMOS-детектора TVIPS F-216 с оптоволоконным соединением 2 x 2, обеспечивающим разрешение 1024 × 1024 пикселей в поле зрения 20 мкм. Время экспозиции изображений составляло 0,2 секунды, усреднение по 16 кадрам. Энергию фотоэлектронного изображения выбирали таким образом, чтобы обеспечить максимальный сигнал вторичных электронов. Все измерения проводили при нормальном падении линейно поляризованного пучка фотонов. Более подробную информацию об измерениях см. в предыдущем исследовании58. После изучения режима обнаружения полного выхода электронов (TEY)59 и его применения в X-PEEM глубина обнаружения этого метода оценивается в ~4–5 нм для сигнала Cr и ~6 нм для сигнала Fe. Глубина Cr очень близка к толщине оксидной пленки (~4 нм)60,61, в то время как глубина Fe больше толщины оксидной пленки. Спектр XAS, полученный вблизи L-края Fe, представляет собой смесь спектров XAS оксида железа и FeO из матрицы. В первом случае интенсивность испускаемых электронов обусловлена ​​всеми возможными типами электронов, вносящих вклад в TEY. Однако для чистого сигнала железа требуется более высокая кинетическая энергия для прохождения электронов через слой оксида, достижения поверхности и сбора анализатором. В этом случае сигнал Fe0 в основном обусловлен электронами Оже LVV и вторичными электронами, испускаемыми ими. Кроме того, интенсивность TEY, вносимая этими электронами, уменьшается во время прохождения электронов49, что еще больше снижает спектральную сигнатуру Fe0 на карте XAS железа.
Интеграция интеллектуального анализа данных в кубы данных (данные X-PEEM) является ключевым шагом в извлечении релевантной информации (химических или физических свойств) в многомерном пространстве. Кластеризация методом K-средних широко используется в различных областях, включая машинное зрение, обработку изображений, неконтролируемое распознавание образов, искусственный интеллект и классификационный анализ24. Например, кластеризация методом K-средних хорошо применяется для кластеризации данных гиперспектральных изображений62. В принципе, для многообъектных данных алгоритм K-средних может легко группировать их в соответствии с информацией об их атрибутах (характеристики энергии фотонов). Кластеризация методом K-средних — это итеративный алгоритм для разделения данных на K неперекрывающихся групп (кластеров), где каждый пиксель принадлежит определенному кластеру в зависимости от пространственного распределения химической неоднородности в микроструктурном составе стали. Алгоритм K-средних состоит из двух шагов: на первом шаге вычисляются K центроидов, а на втором шаге каждая точка присваивается кластеру с соседними центроидами. Центр тяжести кластера определяется как среднее арифметическое значений точек данных (спектров XAS) этого кластера. Существуют различные расстояния для определения соседних центроидов, определяемые евклидовыми расстояниями. Для входного изображения размером px,y (x и y — разрешение в пикселях) CK является центром тяжести кластера; это изображение затем может быть сегментировано (кластеризовано) на K кластеров с использованием алгоритма K-средних63. Заключительные шаги алгоритма кластеризации K-средних:
Шаг 2. Вычислите степень принадлежности всех пикселей к текущему центроиду. Например, она вычисляется на основе евклидова расстояния d между центром и каждым пикселем:
Шаг 3. Присвойте каждому пикселю ближайший центроид. Затем пересчитайте K позиций центроидов следующим образом:
Шаг 4. Повторяйте процесс (уравнения (7) и (8)) до тех пор, пока центроиды не сойдутся. Результаты качества кластеризации в конечном итоге сильно коррелируют с оптимальным выбором начальных центроидов63. Для структуры данных PEEM изображений стали обычно X (x × y × λ) представляет собой куб трехмерных массивов данных, где оси x и y представляют пространственную информацию (разрешение пикселей), а ось λ соответствует энергетическому спектральному режиму фотонов. Алгоритм K-средних использовался для исследования областей интереса в данных X-PEEM путем разделения пикселей (кластеров или подблоков) в соответствии с их спектральными характеристиками и извлечения наилучшего центроида (спектральной кривой XAS) для каждого аналита (кластера). Он используется для изучения пространственного распределения, локальных спектральных изменений, поведения при окислении и химического состояния. Например, алгоритм кластеризации K-средних использовался для областей L-края Fe и L-края Cr в данных X-PEEM горячедеформированной и холоднокатаной стали. Для поиска оптимальных кластеров и центроидов было протестировано различное количество K-кластеров (микроструктурных областей). При отображении графика пиксели переназначаются соответствующим центроидам кластеров. Каждое цветовое распределение соответствует центру кластера, показывая пространственное расположение химических или физических объектов. Извлеченные центроиды представляют собой линейные комбинации чистых спектров.
Данные, подтверждающие результаты данного исследования, могут быть предоставлены соответствующим автором WC по обоснованному запросу.
Зиурин, Х. и Сандстрём, Р. Вязкость разрушения сварного дуплексного нержавеющего стали. Зиурин, Х. и Сандстрём, Р. Вязкость разрушения сварного дуплексного нержавеющего стали. Сьерин Х. и Сандстрем Р. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Зиурин, Х. и Сандстрём, Р. Вязкость разрушения сварных швов из дуплексной нержавеющей стали. Сьерин Х. и Сандстрем Р. 焊接双相不锈钢的断裂韧性. Сьерин Х. и Сэндстром Р. 焊接双相不锈钢的断裂韧性. Сьерин Х. и Сандстрем Р. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Зиурин, Х. и Сандстрём, Р. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей.проект. фрактал. мех. 73, 377–390 (2006).
Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Дж.Х. и Ван дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в некоторых органических кислотах и ​​средах органических кислот и хлоридов. Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Дж.Х. и Ван дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в некоторых органических кислотах и ​​средах органических кислот и хлоридов.Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Дж. К. и Ван Дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в средах с некоторыми органическими кислотами и органическими кислотами/хлоридами. Адамс, Ф.В., Олубамби, Пенсильвания, Потгитер, Дж. Х. и Ван дер Мерве, Дж. Адамс Ф.В., Олумбиби П.П., Потгитер Дж.Х. и Ван дер Мерве Дж. «Нержавеющая сталь – органическая, органическая/хлорированная среда».Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Дж. К. и Ван Дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в средах с некоторыми органическими кислотами и органическими кислотами/хлоридами.антикоррозионное средство. Метод Mater 57, 107–117 (2010).
Барелла С. и др. Коррозионно-окислительные свойства дуплексных сплавов Fe-Al-Mn-C. Материалы 12, 2572 (2019).
Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К. и Баликоев А. Новое поколение супердуплексных сталей для оборудования газо- и нефтедобычи. Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К. и Баликоев А. Новое поколение супердуплексных сталей для оборудования газо- и нефтедобычи.Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К., Баликоев А. Новое поколение супердуплексных сталей для оборудования нефтегазодобычи.Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К., Баликоев А. Новое поколение супердуплексных сталей для оборудования газо- и нефтедобычи. Вебинар E3S. 121, 04007 (2019).
Кингкланг, С. и Утхайсангсук, В. Исследование поведения дуплексной нержавеющей стали марки 2507 при горячей деформации. Металл. Кингкланг, С. и Утхайсангсук, В. Исследование поведения дуплексной нержавеющей стали марки 2507 при горячей деформации. Металл. Кингкланг, С. и Утаисангсук, В. Исследование устойчивости к горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Металл. Кингкланг, С. и Утхайсангсук, В. Исследование поведения дуплексной нержавеющей стали типа 2507 при горячей деформации. Металл. Кингкланг, С. и Утаисангсук, В., 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究. Кингкланг, С. и Утаисангсук, В. 2507Кингкланг, С. и Утаисансук, В. Исследование поведения дуплексной нержавеющей стали типа 2507 при горячей деформации. Металл.alma mater. trance. A 48, 95–108 (2017).
Чжоу, Т. и др. Влияние контролируемой холодной прокатки на микроструктуру и механические свойства модифицированной церием супердуплексной нержавеющей стали SAF 2507. Alma Mater. The Science. Project. A 766, 138352 (2019).
Чжоу, Т. и др. Структура и механические свойства модифицированной церием супердуплексной нержавеющей стали SAF 2507, обусловленные горячей деформацией. Журнал «Alma mater. storage tank. technology. 9», 8379–8390 (2020).
Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. и Чжэн, К. Влияние редкоземельных элементов на поведение аустенитной стали при высокотемпературном окислении. Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. и Чжэн, К. Влияние редкоземельных элементов на поведение аустенитной стали при высокотемпературном окислении.Чжэн Ч., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. и Чжэн К. Влияние редкоземельных элементов на поведение аустенитной стали при высокотемпературном окислении. Чжэн З., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. и Чжэн К. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响. Чжэн З., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. и Чжэн К.Чжэн Ч., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. и Чжэн К. Влияние редкоземельных элементов на поведение аустенитных сталей при высокотемпературном окислении.коррозия. наука. 164, 108359 (2020).