Спасибо за посещение Nature.com. Вы используете версию браузера с ограниченной поддержкой CSS. Для наилучшего опыта мы рекомендуем вам использовать обновленный браузер (или отключить режим совместимости в Internet Explorer). Кроме того, для обеспечения постоянной поддержки мы показываем сайт без стилей и JavaScript.
Отображает карусель из трех слайдов одновременно. Используйте кнопки «Предыдущий» и «Следующий», чтобы перемещаться по трем слайдам одновременно, или используйте кнопки слайдера в конце, чтобы перемещаться по трем слайдам одновременно.
Широко используемая нержавеющая сталь и ее кованые версии устойчивы к коррозии в условиях окружающей среды благодаря пассивационному 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 этой работе наномасштабная химическая поверхностная гетерогенность, обнаруженная с помощью спектроскопической микроскопии и хемометрического анализа, неожиданно доминирует над разрушением и коррозией холоднокатаной модифицированной церием супердуплексной нержавеющей стали 2507 (SDSS) во время ее горячей деформации. Хотя рентгеновская фотоэлектронная микроскопия показала относительно равномерное покрытие естественного слоя Cr2O3, пассивационные характеристики холоднокатаной SDSS были плохими из-за локального распределения богатых Fe3+ наноостровков на слое оксида Fe/Cr. Эти знания атомного масштаба обеспечивают глубокое понимание коррозии нержавеющей стали и, как ожидается, помогут бороться с коррозией аналогичных высоколегированных металлов.
С момента изобретения нержавеющей стали антикоррозионные свойства феррохрома приписывались хрому, который образует сильные оксиды/оксигидроксиды и проявляет пассивирующее поведение в большинстве сред. По сравнению с обычными (аустенитными и ферритными) нержавеющими сталями1,2,3 супердуплексные нержавеющие стали (SDSS) обладают лучшей коррозионной стойкостью и превосходными механическими свойствами. Повышенная механическая прочность позволяет создавать более легкие и компактные конструкции. Напротив, экономичная SDSS обладает высокой стойкостью к точечной и щелевой коррозии, что приводит к более длительному сроку службы, тем самым расширяя ее применение в борьбе с загрязнением, химических контейнерах и морской нефтегазовой промышленности4. Однако узкий диапазон температур термообработки и плохая формуемость препятствуют их широкому практическому применению. Поэтому SDSS модифицируется для улучшения вышеуказанных характеристик. Например, модификация Ce была введена в SDSS 2507 (Ce-2507) с высоким содержанием азота6,7,8. Редкоземельный элемент (Ce) при соответствующей концентрации 0,08 мас.% оказывает благоприятное воздействие на механические свойства DSS, поскольку он улучшает измельчение зерна и прочность границ зерен. Износостойкость и коррозионная стойкость, прочность на растяжение и предел текучести, а также горячая обрабатываемость также улучшаются9. Большие количества азота могут заменить дорогостоящее содержание никеля, делая SDSS более экономически эффективным10.
Недавно SDSS был пластически деформирован при различных температурах (криогенных, холодных и горячих) для достижения превосходных механических свойств6,7,8. Однако на превосходную коррозионную стойкость SDSS из-за наличия тонкой оксидной пленки на поверхности влияют многие факторы, такие как присущая неоднородность из-за наличия гетерогенных фаз с различными границами зерен, нежелательных выделений и разного отклика. деформации аустенитных и ферритных фаз7. Поэтому изучение микроскопических доменных свойств таких пленок вплоть до уровня электронной структуры становится решающим для понимания коррозии SDSS и требует сложных экспериментальных методов. До сих пор поверхностно-чувствительные методы, такие как оже-электронная спектроскопия11 и рентгеновская фотоэлектронная спектроскопия12,13,14,15 и жесткая рентгеновская фотоэмиссионная микроскопия (HAX-PEEM)16, как правило, не смогли обнаружить химические различия в поверхностных слоях. химические состояния одного и того же элемента в разных местах наномасштабного пространства. Несколько недавних исследований сопоставили локализованное окисление хрома с наблюдаемым коррозионным поведением аустенитных нержавеющих сталей17, мартенситных сталей18 и SDSS19,20. Однако эти исследования в основном были сосредоточены на влиянии гетерогенности Cr (например, степени окисления Cr3+) на коррозионную стойкость. Боковая гетерогенность в степенях окисления элементов может быть вызвана различными соединениями с одинаковыми составными элементами, такими как оксиды железа. Эти соединения, унаследовавшие небольшой 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 последующей питтинговой коррозии необходимо понимать поверхностную гетерогенность на микроскопическом уровне. Несмотря на эти требования, количественные оценки, такие как боковая гетерогенность в окислении, особенно для Fe в нано- и атомном масштабе, все еще отсутствуют, и ее корреляция с коррозионной стойкостью остается неизученной. До недавнего времени химическое состояние различных элементов, таких как Fe и Ca22, на образцах стали количественно характеризовалось с помощью мягкой рентгеновской фотоэлектронной микроскопии (X-PEEM) в наномасштабных установках синхротронного излучения. 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 облегчает локальные химические наблюдения и может демонстрировать химические изменения в пространстве слоя железа, которые ранее не исследовались.
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 кластерный хемометрический подход K-means24 для отображения глобальной химической (гетеро)однородности вовлеченных элементов, химические состояния которых представлены в статистическом представлении. В отличие от коррозии, инициированной разрушением пленки оксида хрома в традиционном случае, меньшая пассивация и более низкая коррозионная стойкость в настоящее время приписываются локализованным наноостровкам, богатым 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. Рисунок 1 показывает кривые Найквиста и Боде для выбранных образцов в кислом (pH = 1) водном растворе FeCl3 при комнатной температуре. Выбранный электролит действует как сильный окислитель, характеризуя тенденцию пассивирующей пленки к разрушению. Хотя материал не подвергался стабильной питтинговой коррозии при комнатной температуре, анализ дал представление о возможных событиях отказа и последующей коррозии. Эквивалентная схема (рис. 1d) использовалась для подгонки спектра электрохимической импедансной спектроскопии (EIS), и соответствующие результаты подгонки показаны в Таблице 1. Неполные полукруги появляются в образцах, обработанных раствором и подвергнутых горячей обработке, в то время как сжатые полукруги появляются в холоднокатаных аналогах (рис. 1b). В спектроскопии EIS радиус полукруга можно рассматривать как поляризационное сопротивление (Rp)25,26. Rp обработанного раствором взлетно-посадочного пути в Таблице 1 составляет около 135 кОм см–2, однако значения горячедеформированного и холоднокатаного взлетно-посадочного пути намного ниже, 34,7 и 2,1 кОм см–2 соответственно. Это значительное снижение Rp показывает пагубное влияние пластической деформации на пассивацию и коррозионную стойкость, как показано в предыдущих отчетах27,28,29,30.
a Найквиста, b, c диаграммы импеданса и фазы Боде, и d соответствующие модели эквивалентной 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 графике Боде, с плато в диапазоне высоких частот, представляющим сопротивление электролита RS26. По мере уменьшения частоты импеданс увеличивается и обнаруживается отрицательный фазовый угол, что указывает 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 распределений интерфейсной емкости, возникающих из-за шероховатости или неоднородности поверхности, особенно в атомном масштабе, фрактальной геометрии, пористости электрода, неоднородного потенциала и геометрии с формой электродов31,32. Импеданс CPE:
где j — мнимое число, а ω — угловая частота. QCPE — это независимая от частоты константа, пропорциональная эффективной открытой площади электролита. n — безразмерное степенное число, описывающее отклонение конденсатора от идеальной емкости, т. е. чем ближе n к 1, тем ближе CPE к чисто емкостному, в то время как если n близко к нулю, он кажется резистивным. Небольшие отклонения n, близкие к 1, указывают на неидеальное емкостное поведение поверхности после поляризационных испытаний. QCPE холоднокатаного SDSS значительно выше, чем у его аналогов, 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 пассивирующей защитной оксидной пленки на поверхности17. Такие пассивирующие пленки обычно богаты оксидами и/или гидроксидами Cr3+, в основном в сочетании с оксидами Fe2+, Fe3+ и/или (окси)гидроксидами33. Несмотря на одинаковую однородность поверхности, пассивирующий оксидный слой и отсутствие наблюдаемого поверхностного растрескивания согласно микроскопическим измерениям6,7, коррозионное поведение горячедеформированных и холоднокатаных SDSS отличается, поэтому для деформации стали необходимо углубленное исследование 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 фазовых фракциях, которые перечислены в Дополнительной таблице 1. Эти различия могут быть вызваны неоднородными фазовыми фракциями на поверхности и в объеме, на которые влияют различные глубины обнаружения рентгеновской дифракции (XRD). ) с различными источниками энергии падающих фотонов34. Относительно высокие фракции аустенита в холоднокатаных образцах, определенные с помощью XRD из лабораторного источника, указывают на лучшую пассивацию, а затем на лучшую коррозионную стойкость35, в то время как более точные и статистические результаты предполагают противоположные тенденции в фазовых фракциях. Кроме того, коррозионная стойкость стали также зависит от степени измельчения зерна, уменьшения размера зерна, увеличения микродеформаций и плотности дислокаций, которые возникают во время термомеханической обработки36,37,38. Образцы, подвергнутые горячей обработке, показали более зернистую природу, указывающую на зерна микронного размера, в то время как гладкие кольца, наблюдаемые в холоднокатаных образцах (дополнительный рис. 3), указывали на значительное измельчение зерна до наноразмера в предыдущей работе. Это должно способствовать образованию пассивной пленки и повышению коррозионной стойкости. Более высокая плотность дислокаций обычно связана с более низкой стойкостью к точечной коррозии, что хорошо согласуется с электрохимическими измерениями.
Изменения химического состояния микродоменов основных элементов были систематически изучены с помощью X-PEEM. Хотя легирующих элементов больше, здесь выбраны Cr, Fe, Ni и Ce39, поскольку Cr является ключевым элементом для формирования пассивной пленки, Fe является основным элементом для стали, а Ni усиливает пассивацию и уравновешивает ферритно-аустенитную фазу. Структура и модификация являются целью Ce. Настраивая энергию синхротронного пучка, XAS захватил основные характеристики Cr (край L2.3), Fe (край L2.3), Ni (край L2.3) и Ce (край M4.5) с поверхности. -2507 SDSS. Соответствующий анализ данных был выполнен путем включения калибровки энергии с опубликованными данными (например, XAS на Fe L2, 3 ребра40,41).
На рис. 2 показаны изображения X-PEEM горячедеформированного (рис. 2a) и холоднокатаного (рис. 2d) Ce-2507 SDSS и соответствующие XAS Cr и Fe L2,3 края в индивидуально отмеченных позициях. L2,3 XAS край исследует незанятые 3d состояния электронов после фотовозбуждения на уровнях расщепления спин-орбиты 2p3/2 (L3 край) и 2p1/2 (L2 край). Информация о валентном состоянии Cr была получена из рентгеновского дифракционного анализа L2,3 края на рис. 2b,d. Сравнение ссылок. 42, 43 показали, что четыре пика A (578,3 эВ), B (579,5 эВ), C (580,4 эВ) и D (582,2 эВ) наблюдались вблизи края L3, отражая октаэдрические ионы Cr3+, соответствующие Cr2O3. Экспериментальные спектры согласуются с теоретическими расчетами, как показано на панелях b и e, полученными из расчетов множественных кристаллических полей на интерфейсе Cr L2.3 с использованием кристаллического поля 2,0 эВ44. Обе поверхности горячедеформированного и холоднокатаного SDSS покрыты относительно однородным слоем Cr2O3.
a Тепловое изображение X-PEEM горячеформованного SDSS, соответствующее краю b Cr L2.3 и краю c Fe L2.3, d Тепловое изображение X-PEEM холоднокатаного SDSS, соответствующее краю e Cr L2.3 и f Fe L2.3 стороны (e). Спектры XAS, нанесенные на график в различных пространственных положениях, отмеченных на тепловых изображениях (a, d) оранжевыми пунктирными линиями на (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 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 одинаковым. Дополнительный рисунок. На рис. 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 степень окисления Ni2+ по всей измеренной поверхности горячедеформированных и холоднокатаных образцов (Дополнительное обсуждение). Примечательно, что в случае горячедеформированных образцов сигнал XAS Ce не наблюдается, в то время как спектр Ce3+ холоднокатаных образцов наблюдается в одной точке. Наблюдение пятен Ce в холоднокатаных образцах показало, что Ce в основном существует в виде осадков.
В термически деформированном SDSS не наблюдалось локальных структурных изменений в XAS на краю Fe L2.3 (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 того, чтобы получить точное представление об изменениях состояния Fe в выбранных местах на рис. 2f, были проведены локальные исследования поверхности (рис. 3 и дополнительный рис. 10), в которых были выбраны более мелкие круговые области. Спектры XAS края Fe L2,3 систем α-Fe2O3 и октаэдрических оксидов Fe2+ были смоделированы с использованием расчетов мультиплетного кристаллического поля с использованием кристаллических полей 1,0 (Fe2+) и 1,0 (Fe3+)44. Отметим, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют различную локальную симметрию45,46, Fe3O4 представляет собой комбинацию как Fe2+, так и Fe3+47, а FeO45 представляет собой формально двухвалентный оксид Fe2+ (3d6). Отметим, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют различную локальную симметрию45,46, Fe3O4 представляет собой комбинацию как Fe2+, так и Fe3+47, а FeO45 представляет собой формально двухвалентный оксид Fe2+ (3d6).Обратите внимание, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют различную локальную симметрию45,46, Fe3O4 объединяет как Fe2+, так и Fe3+47, а FeO45 в форме формально двухвалентного оксида Fe2+ (3d6).Обратите внимание, что α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имеют разные локальные симметрии45,46, Fe3O4 имеет комбинации Fe2+ и Fe3+,47 и FeO45 действует как формальный двухвалентный оксид Fe2+ (3d6). Все ионы Fe3+ в α-Fe2O3 имеют только позиции Oh, в то время как γ-Fe2O3 обычно выражается 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 позиции Oh. Как упоминалось в предыдущей работе, хотя отношения интенсивностей двух различны, их отношение интенсивностей eg/t2g составляет ≈1, в то время как в этом случае наблюдаемое отношение интенсивностей eg/t2g составляет около 1. Это исключает возможность присутствия в этом случае только Fe3+. Рассматривая случай Fe3O4 с комбинациями Fe2+ и Fe3+, известно, что более слабая (сильная) первая черта в L3-ребре Fe указывает на меньшую (большую) незанятость в состоянии t2g. Это относится к Fe2+ (Fe3+), что указывает на увеличение первого признака, указывающего на увеличение содержания Fe2+47. Эти результаты показывают, что Fe2+ и γ-Fe2O3, α-Fe2O3 и/или Fe3O4 преобладают на холоднокатаных поверхностях композитов.
Увеличенные фотоэмиссионные электронные тепловые изображения спектров рентгеновского поглощения (a, c) и (b, d) по краю 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 чистых соединений 40, 41, 48. В основном, три различных типа экспериментально наблюдаемых спектров XAS L-края Fe (XAS-1, XAS-2 и XAS-3: рис. 4a) наблюдались в пространственно различных местах. В частности, спектр, аналогичный 2-a (обозначен как XAS-1) на рис. 3b, наблюдался по всей интересующей области, за ним следовал спектр 2-b (обозначенный как XAS-2), в то время как спектр, аналогичный E-3, наблюдался на рис. 3d (обозначен как XAS-3), наблюдался в определенных локализованных местах. Обычно для идентификации валентных состояний, присутствующих в образце зонда, используются четыре параметра: (1) спектральные характеристики L3 и L2, (2) энергетические положения характеристик L3 и L2, (3) разность энергий L3-L2, (4) отношение интенсивности L2/L3. Согласно визуальным наблюдениям (рис. 4а), все три компонента Fe, а именно Fe0, Fe2+ и Fe3+, присутствуют на поверхности исследуемого SDSS. Рассчитанное отношение интенсивности 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) по сравнению с моделированными сравнительными спектрами XAS, октаэдры Fe2+, Fe3+, значения 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 сравнительные спектры XAS-3 со стандартами Fe3O4 (смешанное состояние Fe) и Fe2O3 (чистый Fe3+).
Для количественной оценки состава оксида железа использовалась линейная комбинация (LCF) трех стандартов40,41,48. LCF была реализована для трех выбранных спектров Fe L-края XAS, показывающих самый высокий контраст, а именно XAS-1, XAS-2 и XAS-3, как показано на рис. 4b–d. Для фитингов LCF во всех случаях рассматривалось 10% Fe0 из-за небольшого выступа, который мы наблюдали во всех данных, и того факта, что черный металл является основным компонентом стали. Действительно, глубина зондирования X-PEEM для Fe (~6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Действительно, глубина зондирования X-PEEM для Fe (~6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая основа слоения окисления (немного > 4 нм), что позволяет определить сигнал от математической матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Действительно, глубина зондирования X-PEEM для Fe (~6 нм)49 больше предполагаемой толщины оксидного слоя (немного >4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем.Фактически, X-PEEM обнаруживает Fe (~6 нм)49 глубже, чем ожидаемая толщина оксидного слоя (чуть более 4 нм), что позволяет обнаруживать сигналы от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Были выполнены различные комбинации Fe2+ и Fe3+, чтобы найти наилучшее возможное решение для наблюдаемых экспериментальных данных. На рис. Рисунок 4b показывает комбинацию Fe2+ и Fe3+ в спектре XAS-1, где пропорции Fe2+ и Fe3+ близки, около 45%, что указывает на смешанную степень окисления Fe. Тогда как для спектра XAS-2 процент Fe2+ и Fe3+ становится ~30% и 60% соответственно. Содержание Fe2+ ниже, чем Fe3+. Соотношение Fe2+ к Fe3 1:2 означает, что Fe3O4 может быть образован при том же соотношении ионов Fe. Кроме того, для спектра XAS-3 процентное содержание Fe2+ и Fe3+ изменилось до ~10% и 80%, что указывает на более высокую конверсию Fe2+ в Fe3+. Как упоминалось выше, Fe3+ может поступать из α-Fe2O3, γ-Fe2O3 или Fe3O4. Чтобы понять наиболее вероятный источник Fe3+, спектры XAS-3 построены вместе с различными стандартами Fe3+ на рис. 4e, показывая 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 такой же, как у 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 позициях Oh, так и Td, идентификация различных валентных состояний и координации только по краю L2,3 или соотношению интенсивностей L2/L3 по-прежнему является проблемой. Это повторяющаяся тема для обсуждения из-за сложности различных факторов, участвующих в конечном спектре41.
В дополнение к спектральной дискриминации химических состояний выбранных интересующих областей, описанной выше, глобальная химическая гетерогенность 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 горячедеформированных и холоднокатаных образцах, показанных на рис. 5. Очевидно, что никаких локальных структурных изменений не наблюдалось, поскольку два центроида спектров XAS Cr очень похожи. Эти спектральные формы двух кластеров почти идентичны соответствующим Cr2O342, что означает, что слои Cr2O3 относительно равномерно распределены по SDSS.
a кластер областей Cr L-края K-средних, b соответствующие центроиды XAS. Результаты сравнения холоднокатаных SDSS методом K-средних X-PEEM: c кластеры областей Cr L2,3 края K-средних и d соответствующие центроиды XAS.
Для иллюстрации более сложной карты кромок FeL используются четыре и пять оптимизированных кластеров и связанных с ними центроидов (спектральных распределений) для горячедеформированных и холоднокатаных образцов соответственно. Таким образом, процентное содержание (%) Fe2+ и Fe3+ может быть получено путем корректировки LCF, показанного на рис. 4. Псевдоэлектродный потенциал Epseudo как функция Fe0 использовался для выявления микрохимической неоднородности поверхностной оксидной пленки. Epseudo грубо оценивается по правилу смешивания,
где \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) равно \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 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. 6а, б). Это распределение потенциала тесно связано с топографией поверхности (рис. 6а). Никаких других изменений, связанных с положением, в нижележащей пластинчатой ​​внутренней части не наблюдалось (рис. 6б). Напротив, для комбинации различных оксидов с различным содержанием Fe2+ и Fe3+ в холоднокатаном SDSS можно наблюдать неоднородный характер псевдопотенциала (рис. 6в, г). Оксиды и/или (окси)гидроксиды Fe3+ являются основными компонентами коррозии в стали и проницаемы для кислорода и воды50. В этом случае можно видеть, что островки, богатые Fe3+, распределены локально и могут рассматриваться как области коррозии. В этом случае градиент в потенциальном поле, а не абсолютное значение потенциала, можно рассматривать как индикатор локализации активных областей коррозии51. Это неоднородное распределение Fe2+ и Fe3+ на поверхности холоднокатаного SDSS может изменить локальные химические свойства и обеспечить более эффективную площадь поверхности в реакциях растрескивания оксидной пленки и коррозии, тем самым позволяя нижележащей металлической матрице непрерывно корродировать, что приводит к внутренней неоднородности. и снизить защитные характеристики пассивирующего слоя.
Кластеры K-средних краевых областей Fe L2,3 и соответствующие центроиды XAS для a–c горячедеформированного X-PEEM и d–f холоднодеформированного SDSS. a, d График кластера K-средних, наложенный на изображение X-PEEM. Оценочные псевдоэлектродные потенциалы (epseudo) упоминаются вместе с диаграммами кластера K-средних. Яркость изображения X-PEEM, такого как цвет на рис. 2, прямо пропорциональна интенсивности поглощения рентгеновского излучения.
Относительно однородное Cr, но различное химическое состояние Fe приводит к разному происхождению трещин оксидной пленки и коррозионным моделям в горячекатаном и холоднокатаном Ce-2507. Это свойство холоднокатаного Ce-2507 хорошо известно. Что касается образования оксидов и гидроксидов Fe в атмосферном воздухе, то в данной работе в качестве нейтральных замыкаются следующие реакции:
На основании измерения X-PEEM, вышеуказанная реакция происходила в следующих случаях. Небольшое плечо, соответствующее Fe0, связано с лежащим в основе металлическим железом. Реакция металлического Fe с окружающей средой приводит к образованию слоя Fe(OH)2 (уравнение (5)), который усиливает сигнал Fe2+ в XAS L-края Fe. Длительное воздействие воздуха 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 связную структуру. Наличие обоих приводит к смешанным состояниям окисления (спектр XAS-1). Спектр XAS-2 в основном соответствует Fe3O4. Тогда как спектры XAS-3, наблюдаемые в нескольких положениях, указывают на полное преобразование в γ-Fe2O3. Поскольку глубина проникновения неизолированных рентгеновских лучей составляет около 50 нм, сигнал от нижележащего слоя приводит к более высокой интенсивности пика А.
Спектр рентгеновской дифракции показывает, что компонент Fe в оксидной пленке имеет слоистую структуру, которая сочетается со слоем оксида Cr. В отличие от пассивации, характерной для коррозии из-за локальной неоднородности Cr2O317, несмотря на однородный слой Cr2O3 в данном исследовании, в этом случае наблюдалась низкая коррозионная стойкость, особенно для холоднокатаных образцов. Наблюдаемое поведение можно понимать как неоднородность химического состояния окисления верхнего слоя (Fe), влияющую на коррозионные характеристики. Медленный перенос ионов металла или кислорода в решетке из-за одинаковой стехиометрии верхнего (оксид Fe) и нижнего слоев (оксид Cr)52,53 приводит к лучшему взаимодействию (адгезии) между ними. Это, в свою очередь, улучшает коррозионную стойкость. Поэтому непрерывная стехиометрия, т. е. одно состояние окисления Fe, предпочтительнее резких стехиометрических изменений. Термически деформированный SDSS имеет более однородную поверхность и более плотный защитный слой, что обеспечивает лучшую коррозионную стойкость. Однако для холоднокатаного SDSS наличие богатых 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 ее коррозионной стойкости. Таким образом, локально распределенные богатые Fe3+ островки из-за пластической деформации в основном влияют на показатели коррозионной стойкости, что является прорывом в данной работе. Поэтому в данной работе представлены спектромикрофотографии снижения коррозионной стойкости из-за пластической деформации исследуемых образцов SDSS.
Кроме того, хотя легирование редкоземельными элементами в двухфазных сталях работает лучше, взаимодействие этого добавленного элемента с индивидуальной стальной матрицей с точки зрения коррозионного поведения остается неуловимым на основе наблюдений спектроскопической микроскопии. Сигнал Ce (вдоль M-края XAS) появляется только в нескольких положениях во время холодной прокатки, но исчезает во время горячей деформации SDSS, указывая на локальное осаждение Ce в стальной матрице вместо однородного легирования. Хотя механические свойства SDSS не улучшаются6,7, присутствие REE уменьшает размер включений и, как полагают, подавляет питтинг в зародыше54.
В заключение следует отметить, что в данной работе раскрывается влияние поверхностной неоднородности на коррозию 2507 SDSS, модифицированного церием, путем количественной оценки химического содержания наноразмерных компонентов. Мы ответили на вопрос, почему нержавеющая сталь корродирует даже при покрытии защитным оксидным слоем, путем количественного изучения микроструктуры, химического состояния поверхностных особенностей и обработки сигналов с использованием кластеризации K-средних. Установлено, что богатые Fe3+ островки, включая их октаэдрическую и тетраэдрическую координацию по всей структуре смешанного Fe2+/Fe3+, являются источником разрушения оксидной пленки и источником коррозии холоднокатаного SDSS. Наноостровки, в которых преобладает Fe3+, приводят к плохой коррозионной стойкости даже при наличии достаточного стехиометрического пассивирующего слоя Cr2O3. В дополнение к методологическим достижениям, достигнутым в определении влияния наноразмерной химической неоднородности на коррозию, настоящая работа, как ожидается, вдохновит инженерные процессы для улучшения коррозионной стойкости нержавеющих сталей во время сталеплавильного производства.
Для приготовления слитков Ce-2507 SDSS, используемых в этом исследовании, смешанные компоненты, включая лигатурный сплав Fe-Ce, запечатанный трубками из чистого железа, были расплавлены в 150-килограммовой индукционной печи средней частоты для получения расплавленной стали и разлиты в литейные формы. Измеренные химические составы (мас. %) приведены в Дополнительной таблице 2. Слиток сначала подвергается горячей формовке в блоки. Затем сталь отжигается при температуре 1050 °C в течение 60 минут до твердого раствора, а затем закаливается в воде до комнатной температуры. Изучаемые образцы были подробно изучены с помощью TEM и DOE для изучения фаз, размера зерна и морфологии. Более подробную информацию об образцах и процессе производства можно найти в других источниках6,7.
Образцы цилиндрической формы (φ10 мм × 15 мм) обрабатывают для горячего прессования с осью цилиндра, параллельной направлению деформации блока. Высокотемпературное сжатие проводили при постоянной скорости деформации в диапазоне 0,01-10 с-1 при различных температурах в диапазоне 1000-1150 °C с использованием термического имитатора Gleeble-3800. Перед деформацией образцы нагревали при выбранной температуре со скоростью 10 °C с-1 в течение 2 мин для устранения градиента температуры. После достижения однородности температуры образцы деформировали до истинного значения деформации 0,7. После деформации его немедленно закаливают водой для сохранения деформированной структуры. Затем закаленные образцы разрезали параллельно направлению сжатия. Для данного конкретного исследования мы выбрали образец, термически деформированный при 1050 °C, 10 с-1 из-за более высокой наблюдаемой микротвердости, чем у других образцов7.
Объемные (80 × 10 × 17 мм3) образцы твердого раствора Ce-2507 испытывались на трехфазной асинхронной двухвалковой деформационной машине LG-300, которая обеспечивала наилучшие механические свойства среди всех других классов деформации6. Скорость деформации и обжатие по толщине составляли 0,2 м·с-1 и 5% для каждого пути соответственно.
Электрохимическая рабочая станция Autolab PGSTAT128N использовалась для электрохимического измерения SDSS после холодной прокатки до 90% уменьшения толщины (1,0 эквивалентной истинной деформации) и горячего прессования до 0,7 истинной деформации при 1050 oC и 10 с-1. 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 боковым сторонам которых были припаяны медные провода. Затем образец был залит эпоксидной смолой, оставляя рабочую открытую площадь 1 см2 в качестве рабочего электрода (нижняя поверхность цилиндрического образца). Соблюдайте осторожность во время отверждения эпоксидной смолы и во время последующей шлифовки и полировки, чтобы избежать образования трещин. Рабочая поверхность шлифуется и полируется алмазной полировальной суспензией с размером частиц 1 мкм, очищается дистиллированной водой и этанолом и высушивается на холодном воздухе. Перед электрохимическими измерениями полированные образцы подвергались воздействию воздуха в течение нескольких дней для формирования естественной оксидной пленки. Водный раствор FeCl3 (6,0 мас.%), стабилизированный HCl до pH = 1,0 ± 0,01, использовался для ускорения коррозии нержавеющей стали55, поскольку он встречается в агрессивных средах, где присутствуют хлорид-ионы с сильной окислительной способностью и низким pH, как указано ASTM. Предлагаемые стандарты - G48 и A923. Образцы погружали в испытательный раствор на 1 час перед проведением любых измерений, чтобы достичь состояния, близкого к стационарному. Для твердого раствора, горячедеформированных и холоднокатаных образцов диапазон частот измерения импеданса составлял 1 × 105 ~ 0,1 Гц, а потенциал разомкнутой цепи (OPS) - 5 мВ, что составляло 0,39, 0,33 и 0,25 VSCE соответственно. Каждое электрохимическое испытание любого образца повторялось не менее трех 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 измерялись на высокоэнергетической линии вигглера Брокхауза в CLS, Канада, для количественной оценки фазового состава56. Сбор данных проводился при комнатной температуре в геометрии Дебая-Шеррера или транспортной геометрии. Длина волны рентгеновских лучей, откалиброванных по калибранту 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 размещается на расстоянии 740 мм от детектора. Объем обнаружения каждого образца составляет 0,2 × 0,3 × 1,5 мм3, что определяется размером пучка и толщиной образца. Каждый из этих данных был собран с использованием плоскопанельного рентгеновского детектора Perkin Elmer, пикселя 200 мкм, 40 × 40 см2, с использованием времени экспозиции 0,3 секунды и 120 кадров.
Измерения X-PEEM двух выбранных модельных систем проводились на конечной станции PEEM линии Beamline MAXPEEM в лаборатории MAX IV (Лунд, Швеция). Образцы готовились так же, как и для электрохимических измерений. Подготовленные образцы выдерживались на воздухе в течение нескольких дней и дегазировались в сверхвысоковакуумной камере перед облучением синхротронными фотонами. Энергетическое разрешение пучка получено путем измерения выходного спектра ионов от N 1 ​​с до 1\(\pi _g^ \ast\) области возбуждения с hv = 401 эВ в N2 и зависимости энергии фотонов от E3/2.57. Спектральная подгонка дала ΔE (ширину спектральной линии) ~0.3 эВ в измеренном диапазоне энергий. Таким образом, энергетическое разрешение пучка оценивалось как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000, а поток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 линий/мм−1 для края Fe 2p L2,3, края Cr 2p L2,3, края Ni 2p L2,3 и края Ce M4,5. Таким образом, энергетическое разрешение пучка оценивалось как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000, а поток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 линий мм−1 для края Fe 2p L2.3, края Cr 2p L2.3, края Ni 2p L2.3 и края Ce M4.5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка оценивалось как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 и поток ≈1012 ф/с при модифицированном монохроматоре SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Се М4,5. Таким образом, энергетическое разрешение пучкового канала оценивалось как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 и поток ≈1012 ф/с с использованием модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 линий/мм для Fe edge 2p L2,3, Cr edge 2p L2.3, Ni edge 2p L2.3 и Ce edge M4.5.因此,光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 和通量≈1012 Ф/с 通过使用改进的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 решетки Si 1200 штрихов. 3, Cr edge 2p L2.3, Ni edge 2p L2.3 и Ce edge M4.5.Расширьте энергию фотона с шагом 0,2 эВ. При каждой энергии изображения PEEM регистрировались с помощью детектора TVIPS F-216 CMOS с биннинговым оптоволоконным соединением 2 x 2, обеспечивающим 1024 × 1024 пикселей в поле зрения 20 мкм. Время экспозиции изображений составляет 0,2 секунды, в среднем 16 кадров. Энергия фотоэлектронного изображения выбирается таким образом, чтобы обеспечить максимальный сигнал вторичных электронов. Все измерения выполняются при нормальном падении линейно поляризованного пучка фотонов. Для получения дополнительной информации об измерениях см. предыдущее исследование58. 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. XAS, собранный вблизи края Fe L, представляет собой смесь XAS оксида железа и FeO из матрицы. В первом случае интенсивность испускаемых электронов обусловлена ​​всеми возможными типами электронов, вносящих вклад в TEY. Однако сигнал чистого железа требует более высокой кинетической энергии для того, чтобы электроны прошли через слой оксида, достигли поверхности и были собраны анализатором. В этом случае сигнал Fe0 обусловлен в основном электронами Оже LVV и вторичными электронами, испускаемыми ими. Кроме того, интенсивность TEY, вносимая этими электронами, затухает во время пути выхода 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 соответствующей информации (химических или физических свойств) многомерным способом. Кластеризация K-средних широко используется в нескольких областях, включая машинное зрение, обработку изображений, неконтролируемое распознавание образов, искусственный интеллект и классификационный анализ24. Например, кластеризация 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 K-средних представляет собой итеративный алгоритм для разбиения данных на K непересекающихся групп (кластеров), где каждый пиксель принадлежит определенному кластеру в зависимости от пространственного распределения химической неоднородности в микроструктурном составе стали. Алгоритм K-средних состоит из двух шагов: на первом шаге вычисляется K центроидов, а на втором шаге каждая точка назначается кластеру с соседними центроидами. Центр тяжести кластера определяется как арифметическое среднее точек данных (спектров XAS) этого кластера. Существуют различные расстояния для определения соседних центроидов как евклидовых расстояний. Для входного изображения px,y (x и y — разрешение в пикселях), CK — это центр тяжести кластера; это изображение затем может быть сегментировано (кластеризовано) в K кластеров с использованием K-means63. Заключительные шаги алгоритма кластеризации K-means:
Шаг 2. Рассчитать степень принадлежности всех пикселей относительно текущего центроида. Например, она вычисляется из евклидова расстояния d между центром и каждым пикселем:
Шаг 3. Назначьте каждый пиксель ближайшему центроиду. Затем пересчитайте K положений центроида следующим образом:
Шаг 4. Повторяйте процесс (уравнения (7) и (8)) до тех пор, пока центроиды не сойдутся. Результаты окончательного качества кластера сильно коррелируют с оптимальным выбором начальных центроидов63. Для структуры данных PEEM стальных изображений обычно X (x × y × λ) представляет собой куб данных трехмерного массива, в то время как оси x и y представляют пространственную информацию (разрешение пикселей), а ось λ соответствует энергетической спектральной моде фотонов. Алгоритм K-средних использовался для исследования интересующих областей 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 окисления и химического состояния. Например, алгоритм кластеризации K-средних использовался для областей Fe L-edge и Cr L-edge в горячедеформированных и холоднокатаных X-PEEM. Различные числа K-кластеров (микроструктурных областей) были протестированы для поиска лучших кластеров и центроидов. При отображении графика пиксели переназначаются правильным центроидам кластера. Каждое распределение цветов соответствует центру кластера, показывая пространственное расположение химических или физических объектов. Извлеченные центроиды являются линейными комбинациями чистых спектров.
Данные, подтверждающие результаты настоящего исследования, можно получить у соответствующего автора WC по обоснованному запросу.
Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Сьерин Х. и Сандстрем Р. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Сьерин Х. и Сандстрем Р. 焊接双相不锈钢的断裂韧性. Сьерин Х. и Сэндстром Р. 焊接双相不锈钢的断裂韧性. Сьерин Х. и Сандстрем Р. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей.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 выбранных органических кислотах и ​​средах органических кислот/хлоридов. Адамс, Ф.В., Олубамби, П.А., Потгитер, Дж.Х. и Ван дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в выбранных органических кислотах и ​​средах органических кислот/хлоридов.Адамс, Ф. В., Олубамби, П. А., Потгитер, Дж. Х. и Ван дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в средах с некоторыми органическими кислотами и органическими кислотами/хлоридами. Адамс, Ф.В., Олубамби, Пенсильвания, Потгитер, Дж. Х. и Ван дер Мерве, Дж. Адамс Ф.В., 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. Х. и Ван дер Мерве, Дж. Коррозионная стойкость дуплексных нержавеющих сталей в средах с некоторыми органическими кислотами и органическими кислотами/хлоридами.антикоррозионный. 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 нефтегазодобывающего оборудования.Левков Л., Шурыгин Д., Дуб В., Косырев К., Баликоев А. Новое поколение супердуплексных сталей для газонефтедобывающего оборудования. Вебинар E3S. 121, 04007 (2019).
Кингкланг, С. и Утхаисангсук, В. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Металл. Кингкланг, С. и Утхаисангсук, В. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Металл. Кингкланг, С. и Утаисангсук, В. Исследование устойчивости к горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Металл. Кингкланг, С. и Утхаисангсук, В. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали типа 2507. Металл. Кингкланг, С. и Утаисангсук, В., 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究. Кингкланг, С. и Утаисангсук, В. 2507Кингкланг, С. и Утайсансук, В. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали типа 2507. Металл.alma mater. транс. А 48, 95–108 (2017).
Чжоу, Т. и др. Влияние контролируемой холодной прокатки на микроструктуру и механические свойства модифицированной церием супердуплексной нержавеющей стали SAF 2507. alma mater. наука. проект. A 766, 138352 (2019).
Чжоу, Т. и др. Структура и механические свойства модифицированной церием супердуплексной нержавеющей стали SAF 2507, вызванные горячей деформацией. J. Alma mater. Технология резервуаров для хранения. 9, 8379–8390 (2020).
Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. и Чжэн, К. Влияние редкоземельных элементов на поведение аустенитной стали при высокотемпературном окислении. Чжэн, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. и Чжэн, К. Влияние редкоземельных элементов на поведение аустенитной стали при высокотемпературном окислении.Чжэн Ц., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. и Чжэн К. Влияние редкоземельных элементов на поведение аустенитной стали при высокотемпературном окислении. Чжэн З., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. и Чжэн К. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响. Чжэн З., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. и Чжэн К.Чжэн Ц., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. и Чжэн К. Влияние редкоземельных элементов на поведение аустенитных сталей при высокотемпературном окислении.коррозия. наука. 164, 108359 (2020).