Хвала вам што сте посетили Nature.com. Верзија прегледача коју користите има ограничену подршку за CSS. За најбоље искуство, препоручујемо вам да користите ажурирани прегледач (или да онемогућите режим компатибилности у Internet Explorer-у). У међувремену, како бисмо осигурали континуирану подршку, приказиваћемо сајт без стилова и JavaScript-а.
Широко коришћени нерђајући челик и његове коване верзије отпорне су на корозију у амбијенталним условима због пасивационог слоја који се састоји од хром оксида. Корозија и ерозија челика традиционално се повезују са уништавањем ових слојева, али ретко на микроскопском нивоу, у зависности од порекла површинске нехомогености. У овом раду, наноскалска површинска хемијска хетерогеност откривена спектроскопском микроскопијом и хемометријском анализом неочекивано доминира разградњом и корозијом хладно ваљаног супердуплекс нерђајућег челика 2507 (SDSS) модификованог церијумом током његовог понашања у топлој деформацији. са друге стране. Иако је рендгенска фотоелектронска микроскопија показала релативно равномерну покривеност природног слоја Cr2O3, хладно ваљани SDSS је показао лоше резултате пасивације због локализоване расподеле наноострва богатих Fe3+ на слоју Fe/Cr оксида. Ово знање на атомском нивоу пружа дубоко разумевање корозије нерђајућег челика и очекује се да ће помоћи у борби против корозије сличних високолегираних метала.
Од проналаска нерђајућег челика, отпорност на корозију легура ферохрома приписује се хрому, који формира јак оксид/оксихидроксид који показује пасивирајуће понашање у већини окружења. У поређењу са конвенционалним (аустенитним и феритним) нерђајућим челицима, супердуплекс нерђајући челици (SDSS) са бољом отпорношћу на корозију имају супериорна механичка својства1,2,3. Повећана механичка чврстоћа омогућава лакше и компактније дизајне. Насупрот томе, економични SDSS има високу отпорност на тачкасту и пукотинску корозију, што резултира дужим веком трајања и широм применом у контроли загађења, хемијским контејнерима и офшор нафтној и гасној индустрији4. Међутим, уски опсег температура термичке обраде и лоша обликовност ометају његову широку практичну примену. Стога је SDSS модификован да би се побољшала горе наведена својства. На пример, модификација Ce и високи додаци N 6, 7, 8 су уведени у 2507 SDSS (Ce-2507). Погодна концентрација од 0,08 теж.% реткоземног елемента (Ce) има благотворан ефекат на механичка својства DSS-а, јер побољшава префињеност зрна и чврстоћу граница зрна. Отпорност на хабање и корозију, затезна чврстоћа и граница течења, као и обрадивост на топло, такође су побољшане9. Велике количине азота могу заменити скупи никл, чинећи SDSS исплативијим10.
Недавно је SDSS пластично деформисан на различитим температурама (ниска температура, хладно и топло) како би се постигла одлична механичка својства6,7,8. Међутим, одлична отпорност SDSS-а на корозију је последица присуства танког оксидног филма на површини, на који утичу многи фактори, као што су присуство многих фаза са различитим границама зрна, нежељени талози и различите реакције. Унутрашња нехомогена микроструктура различитих аустенитних и феритних фаза је деформисана7. Стога је проучавање микродоменских својстава таквих филмова на нивоу електронске структуре од кључног значаја за разумевање корозије SDSS-а и захтева сложене експерименталне технике. До сада, површински осетљиве методе као што су Ожеова електронска спектроскопија11 и рендгенска фотоелектронска спектроскопија12,13,14,15, као и систем тврдог рендгенског фотоелектронског фотоелектрона разликују, али често не успевају да раздвоје, хемијска стања истог елемента у различитим тачкама у простору на наноскали. Неколико скорашњих студија повезало је локалну оксидацију хрома са примећеним понашањем корозије 17 аустенитних нерђајућих челика, 18 мартензитних нерђајућих челика и SDSS 19, 20. Међутим, ове студије су се углавном фокусирале на утицај хетерогености Cr (нпр. оксидационо стање Cr3+) на отпорност на корозију. Латералну хетерогеност у оксидационим стањима елемената могу изазвати различита једињења са истим саставним елементима, као што су оксиди гвожђа. Ова једињења наслеђују термомеханички обрађену малу величину која је близу једна другој, али се разликују по саставу и оксидационом стању 16,21. Стога, откривање уништавања оксидних филмова, а затим и тачкастог крхотине захтева разумевање површинске нехомогености на микроскопском нивоу. Упркос овим захтевима, квантитативне процене као што је латерална оксидациона хетерогеност, посебно гвожђа на нано/атомској скали, још увек недостају и њихов значај за отпорност на корозију остаје неистражен. До недавно, хемијско стање различитих елемената, као што су Fe и Ca, квантитативно је описивано на узорцима челика коришћењем меке рендгенске фотоелектронске микроскопије (X-PEEM) у наноразмерним синхротронским зрачним постројењима. У комбинацији са хемијски осетљивим техникама рендгенске апсорпционе спектроскопије (XAS), X-PEEM омогућава XAS мерење са високом просторном и спектралном резолуцијом, пружајући хемијске информације о елементарном саставу и његовом хемијском стању са просторном резолуцијом до нанометарске скале 23. Ово спектроскопско посматрање места иницијације под микроскопом олакшава локалне хемијске експерименте и може просторно демонстрирати претходно неистражене хемијске промене у Fe слоју.
Ова студија проширује предности PEEM-а у откривању хемијских разлика на наноскали и представља проницљиву методу анализе површине на атомском нивоу за разумевање корозивног понашања Ce-2507. Користи K-means кластер хемометријске податке24 за мапирање глобалног хемијског састава (хетерогености) укључених елемената, са њиховим хемијским стањима представљеним у статистичком приказу. За разлику од конвенционалне корозије изазване распадом филма хром оксида, тренутна лоша пасивација и лоша отпорност на корозију приписују се локализованим Fe3+ богатим наноострвима у близини Fe/Cr оксидног слоја, што може бити напад заштитног оксида. Он формира филм на месту и изазива корозију.
Корозивно понашање деформисаног SDSS 2507 је прво процењено помоћу електрохемијских мерења. На слици 1 приказане су Никвистова и Бодеова крива за одабране узорке у киселим (pH = 1) воденим растворима FeCl3 на собној температури. Одабрани електролит делује као јако оксидационо средство, карактеришући тенденцију пасивационог филма ка распадању. Иако материјал није подлегао стабилном тачкастом образовању на собној температури, ове анализе су пружиле увид у потенцијалне догађаје отказа и пост-корозионе процесе. Еквивалентно коло (Сл. 1д) је коришћено за уклапање спектара електрохемијске импедансне спектроскопије (EIS), а одговарајући резултати уклапања су приказани у Табели 1. Непотпуни полукругови су се појавили приликом испитивања узорака третираних раствором и топло обрађених, док су одговарајући компримовани полукругови били хладно ваљани (Сл. 1б). У EIS спектру, полупречник полукруга може се сматрати поларизационом отпорношћу (Rp)25,26. Rp вредности за SDSS третиран раствором у Табели 1 је око 135 kΩ cm-2, међутим, за топло обрађени и хладно ваљани SDSS можемо видети много ниже вредности од 34,7 и 2,1 kΩ cm–2, респективно. Ово значајно смањење Rp вредности указује на штетан утицај пластичне деформације на пасивацију и отпорност на корозију, као што је приказано у претходним извештајима 27, 28, 29, 30.
а) Никвистов, б) и ц) Бодеов импедансни и фазни дијаграм, и еквивалентни модел кола за д, где је RS отпор електролита, Rp је поларизациони отпор, а QCPE је оксид константне фазе који се користи за моделирање неидеалне капацитивности (n). EIS мерења су спроведена без оптерећења.
Константе првог реда су приказане на Бодеовом дијаграму, а плато високе фреквенције представља отпор електролита RS26. Како се фреквенција смањује, импеданса се повећава и појављује се негативан фазни угао, што указује на доминацију капацитивности. Фазни угао се повећава, задржавајући своју максималну вредност у релативно широком фреквентном опсегу, а затим се смањује (Сл. 1ц). Међутим, у сва три случаја ова максимална вредност је и даље мања од 90°, што указује на неидеално капацитивно понашање услед капацитивне дисперзије. Стога се константни фазни елемент (CPE) QCPE користи за представљање расподеле међуповршинске капацитивности изведене из површинске храпавости или нехомогености, посебно у смислу атомске скале, фракталне геометрије, порозности електроде, неуниформног потенцијала и расподеле струје зависне од површине. Геометрија електроде31,32. CPE импеданса:
где је j имагинарни број, а ω угаона фреквенција. QCPE је фреквентно независна константа пропорционална активној отвореној површини електролита. n је бездимензионални број снаге који описује одступање од идеалног капацитивног понашања кондензатора, тј. што је n ближе 1, то је CPE ближи чистом капацитивном стању, а ако је n близу нули, то је отпор. Мало одступање n, близу 1, указује на неидеално капацитивно понашање површине након испитивања поларизације. QCPE хладно ваљаног SDSS-а је много већи него код сличних производа, што значи да је квалитет површине мање уједначен.
У складу са већином својстава отпорности на корозију нерђајућих челика, релативно висок садржај Cr у SDSS-у генерално резултира супериорном отпорношћу на корозију SDSS-а због присуства пасивног заштитног оксидног филма на површини17. Овај пасивирајући филм је обично богат Cr3+ оксидима и/или хидроксидима, углавном интегришући Fe2+, Fe3+ оксиде и/или (окси)хидроксиде33. Упркос истој површинској уједначености, пасивирајућем оксидном слоју и одсуству видљивих оштећења на површини, што је утврђено микроскопским сликама,6,7 понашање корозије топло обрађеног и хладно ваљаног SDSS-а је различито и стога захтева детаљно проучавање деформационе микроструктуре и структурних карактеристика челика.
Микроструктура деформисаног нерђајућег челика квантитативно је испитана коришћењем интерних и синхротронских високоенергетских X-зрака (Додатне слике 1, 2). Детаљна анализа је дата у Додатним информацијама. Иако у великој мери одговарају типу главне фазе, пронађене су разлике у запреминским уделима фазе, које су наведене у Додатној табели 1. Ове разлике могу бити повезане са нехомогеним фазним уделима на површини, као и запреминским фазним уделима извршеним на различитим дубинама. Детекција дифракцијом X-зрака (XRD) са различитим изворима енергије упадних фотона. Релативно већи удео аустенита у хладно ваљаним узорцима, одређен XRD из лабораторијског извора, указује на бољу пасивацију и потом бољу отпорност на корозију35, док тачнији и статистички резултати указују на супротне трендове у фазним пропорцијама. Поред тога, отпорност челика на корозију такође зависи од степена префињења зрна, смањења величине зрна, повећања микродеформација и густине дислокација које се јављају током термомеханичке обраде36,37,38. Топло обрађени узорци показују зрнастију природу, што указује на зрна микронске величине, док глатки прстенови примећени код хладно ваљаних узорака (Допунска слика 3) указују на значајно префињење зрна до наноскале у претходном раду6, што би требало да допринесе пасивацији филма. формирању и повећању отпорности на корозију. Већа густина дислокација је обично повезана са мањом отпорношћу на тачкасто образовање, што се добро слаже са електрохемијским мерењима.
Промене хемијских стања микродомена елементарних елемената систематски су проучаване коришћењем X-PEEM методе. Упркос обиљу легирајућих елемената, овде су изабрани Cr, Fe, Ni и Ce39, јер је Cr кључни елемент за формирање пасивационог филма, Fe је главни елемент у челику, а Ni побољшава пасивацију и уравнотежује феритно-аустенитну фазну структуру и сврху модификације Ce. Подешавањем енергије синхротронског зрачења, RAS је превучен са површине са главним карактеристикама Cr (ивица L2.3), Fe (ивица L2.3), Ni (ивица L2.3) и Ce (ивица M4.5). Топло обликовање и хладно ваљање Ce-2507 SDSS. Одговарајућа анализа података је извршена укључивањем енергетске калибрације са објављеним подацима (нпр. XAS 40, 41 на Fe L2, 3 ивице).
На слици 2 приказане су X-PEEM слике топло обрађеног (слика 2а) и хладно ваљаног (слика 2д) Ce-2507 SDSS и одговарајуће XAS ивице Cr и Fe L2,3 на појединачно означеним локацијама. L2,3 ивица XAS-а испитује непопуњена 3d стања након фотоексцитације електрона на нивоима спин-орбиталног раздвајања 2p3/2 (L3 ивица) и 2p1/2 (L2 ивица). Информације о валентном стању Cr добијене су из XAS-а на L2,3 ивици на слици 2б, е. Поређење са судијама. 42,43 показало је да су примећена четири врха близу L3 ивице, названа A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) и D (582,2 eV), који одражавају октаедарски Cr3+, што одговара јону Cr2O3. Експериментални спектри се слажу са теоријским прорачунима приказаним на панелима б и е, добијеним из вишеструких прорачуна кристалног поља на Cr L2.3 интерфејсу коришћењем кристалног поља од 2,0 eV44. Обе површине топло обрађеног и хладно ваљаног SDSS-а су обложене релативно једноликим слојем Cr2O3.
X-PEEM термална слика термички деформисаног SDSS-а која одговара b Cr L2.3 ивици и c Fe L2.3 ивици, d X-PEEM термална слика хладно ваљаног SDSS-а која одговара e Cr L2.3 ивици и f Fe L2.3 страни ивице (f). XAS спектри су приказани на различитим просторним позицијама означеним на термалним сликама (a, d), наранџасте испрекидане линије у (b) и (e) представљају симулиране XAS спектре Cr3+ са вредношћу кристалног поља од 2,0 eV. За X-PEEM слике, користите термалну палету да бисте побољшали читљивост слике, где су боје од плаве до црвене пропорционалне интензитету апсорпције X-зрака (од ниске до високе).
Без обзира на хемијско окружење ових металних елемената, хемијско стање додатака легирајућих елемената Ni и Ce за оба узорка остало је непромењено. Додатни цртеж. Слике 5-9 приказују X-PEEM слике и одговарајуће XAS спектре за Ni и Ce на различитим положајима на површини топло обрађених и хладно ваљаних узорака. Ni XAS приказује оксидациона стања Ni2+ на целој измереној површини топло обрађених и хладно ваљаних узорака (Додатна дискусија). Треба напоменути да, у случају топло обрађених узорака, XAS сигнал Ce није примећен, док је у случају хладно ваљаних узорака примећен спектар Ce3+. Посматрање Ce мрља у хладно ваљаним узорцима показало је да се Ce углавном појављује у облику талога.
У термички деформисаном SDSS-у, није примећена локална структурна промена у XAS-у на ивици Fe L2,3 (Сл. 2ц). Међутим, Fe матрица микрорегионално мења своје хемијско стање на седам насумично одабраних тачака хладно ваљаног SDSS-а, као што је приказано на Сл. 2ф. Поред тога, да би се добила тачна представа о променама стања Fe на одабраним локацијама на Сл. 2ф, спроведене су локалне површинске студије (Сл. 3 и Допунска слика 10) у којима су одабрани мањи кружни региони. XAS спектри Fe L2,3 ивице α-Fe2O3 система и Fe2+ октаедарских оксида моделирани су вишеструким прорачунима кристалног поља користећи кристална поља од 1,0 (Fe2+) и 1,0 (Fe3+)44. Примећујемо да α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имају различите локалне симетрије45,46, Fe3O4 има комбинацију и Fe2+ и Fe3+,47, а FeO45 као формално двовалентни Fe2+ оксид (3d6). Примећујемо да α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имају различите локалне симетрије45,46, Fe3O4 има комбинацију и Fe2+ и Fe3+,47, а FeO45 као формално двовалентни Fe2+ оксид (3d6).Треба напоменути да α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имају различите локалне симетрије45,46, Fe3O4 комбинује и Fe2+ и Fe3+,47 и FeO45 у облику формално двовалентног оксида Fe2+ (3d6).Треба напоменути да α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имају различите локалне симетрије45,46, Fe3O4 има комбинацију Fe2+ и Fe3+,47 а FeO45 делује као формални двовалентни Fe2+ оксид (3d6). Сви Fe3+ јони у α-Fe2O3 имају само Oh позиције, док је γ-Fe2O3 обично представљен са Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 спинелом са празнинама у eg позицијама. Стога, Fe3+ јони у γ-Fe2O3 имају и Td и Oh позиције. Као што је поменуто у претходном раду,45 иако је однос интензитета ова два различит, њихов однос интензитета eg/t2g је ≈1, док је у овом случају посматрани однос интензитета eg/t2g око 1. Ово искључује могућност да је у тренутној ситуацији присутан само Fe3+. Узимајући у обзир случај Fe3O4 са Fe2+ и Fe3+, прва карактеристика за коју се зна да има слабију (јачу) L3 ивицу за Fe указује на мање (веће) ненасељено стање t2g. Ово се односи на Fe2+ (Fe3+), што показује да прва карактеристика повећања указује на повећање садржаја Fe2+47. Ови резултати показују да коегзистенција Fe2+ и γ-Fe2O3, α-Fe2O3 и/или Fe3O4 доминира на хладно ваљаној површини композита.
Увећане фотоелектронске термовизијске слике XAS спектара (а, ц) и (б, д) које прелазе ивицу Fe L2,3 на различитим просторним позицијама унутар одабраних региона 2 и Е на сликама 2д.
Добијени експериментални подаци (Сл. 4а и Допунска Сл. 11) су приказани графички и упоређени са подацима за чиста једињења 40, 41, 48. Три различита типа експериментално посматраних Fe L-ивичних XAS спектара (XAS-1, XAS-2 и XAS-3: Сл. 4а). Конкретно, спектар 2-а (означен као XAS-1) на Сл. 3б, праћен спектром 2-б (означен као XAS-2), примећен је преко целе области детекције, док су спектри попут E-3 примећени на слици 3д (означени као XAS-3) примећени на одређеним локацијама. По правилу, четири параметра су коришћена за идентификацију постојећих валентних стања у испитиваном узорку: (1) спектралне карактеристике L3 и L2, (2) енергетске позиције карактеристика L3 и L2, (3) енергетска разлика L3-L2, (4) однос интензитета L2/L3. Према визуелним посматрањима (Сл. 4а), све три Fe компоненте, наиме Fe0, Fe2+ и Fe3+, присутне су на површини SDSS која је предмет испитивања. Израчунати однос интензитета L2/L3 такође је указао на присуство све три компоненте.
Симулирани XAS спектри Fe са посматраним три различита експериментална података (пуне линије XAS-1, XAS-2 и XAS-3 одговарају 2-a, 2-b и E-3 на слици 2 и 3). Поређење, октаедри Fe2+, Fe3+ са вредностима кристалног поља од 1,0 eV и 1,5 eV, респективно, експериментални подаци измерени са bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) и одговарајући оптимизовани LCF подаци (пуна црна линија), а такође и у облику XAS-3 спектара са Fe3O4 (мешовито стање Fe) и Fe2O3 (чисти Fe3+) стандардима.
Линеарна комбинација фита (LCF) три стандарда 40, 41, 48 коришћена је за квантификацију састава оксида гвожђа. LCF је примењен за три одабрана Fe L-ивична XAS спектра која показују највећи контраст, наиме XAS-1, XAS-2 и XAS-3, као што је приказано на слици 4б–д. За LCF фитинге, 10% Fe0 је узето у обзир у свим случајевима због чињенице да смо приметили малу избочину у свим подацима, а такође и због чињенице да је метално гвожђе главна компонента челика. Заиста, дубина испитивања X-PEEM-а за Fe (~6 nm)49 је већа од процењене дебљине оксидационог слоја (нешто > 4 nm), што омогућава детекцију сигнала из матрице гвожђа (Fe0) испод слоја пасивације. Заиста, дубина испитивања X-PEEM-а за Fe (~6 nm)49 је већа од процењене дебљине оксидационог слоја (нешто > 4 nm), што омогућава детекцију сигнала из матрице гвожђа (Fe0) испод слоја пасивације. Дејствительно, пробна глубина Кс-ПЕЕМ за Фе (~ 6 нм)49 више, него предполагаемаа дебљина слоја окислениа (немного > 4 нм), что омогућава открити сигнал железној матрици (Фе0) под пасивируусим слојем. Заиста, дубина X-PEEM сонде за Fe (~6 nm)49 је већа од претпостављене дебљине оксидационог слоја (нешто >4 nm), што омогућава детекцију сигнала из матрице гвожђа (Fe0) испод пасивационог слоја.事实上, Кс-ПЕЕМ 对Фе (~6 нм) 49 的检测深度大于估计的氧化层厚度 (略> 4) нм）,允许检测来自钝化层下方的铁基体（Фе0）的信号。事实上 ， Кс-ПЕЕМ 对 Фе (~ 6 нм) 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略 ） 4来自 钝化层 下方 铁基体 （фе0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号信号 信号 信号Фактически, глубина откриваниа Фе (~ 6 нм) 49 с помосьу Кс-ПЕЕМ больше, чем предполагаемаа толсина оксидного слоја (немного > 4 нм), что позволает открить сигнал железној матрици (Фе0) ниже пасивируусего слоја. У ствари, дубина детекције Fe (~6 nm) 49 помоћу X-PEEM је већа од очекиване дебљине оксидног слоја (нешто > 4 nm), што омогућава детекцију сигнала из гвоздене матрице (Fe0) испод пасивационог слоја. .Различите комбинације Fe2+ и Fe3+ су извршене како би се пронашло најбоље могуће решење за посматране експерименталне податке. На слици 4б приказан је XAS-1 спектар за комбинацију Fe2+ и Fe3+, где су удели Fe2+ и Fe3+ били слични за око 45%, што указује на мешовита оксидациона стања Fe. Док је за XAS-2 спектар, проценат Fe2+ и Fe3+ постаје ~30% и 60%, респективно. Fe2+ ​​је мањи од Fe3+. Однос Fe2+ према Fe3, једнак 1:2, значи да се Fe3O4 може формирати у истом односу између Fe јона. Поред тога, за XAS-3 спектар, проценат Fe2+ и Fe3+ постаје ~10% и 80%, што указује на већу конверзију Fe2+ у Fe3+. Као што је горе поменуто, Fe3+ може потицати од α-Fe2O3, γ-Fe2O3 или Fe3O4. Да би се разумео највероватнији извор Fe3+, XAS-3 спектар је приказано са различитим Fe3+ стандардима на слици 4е, показујући сличност са оба стандарда када се разматра B пик. Међутим, интензитет рамених пикова (A: од Fe2+) и однос интензитета B/A указују на то да је спектар XAS-3 близак, али се не поклапа са спектром γ-Fe2O3. У поређењу са γ-Fe2O3 у расутом стању, Fe2p XAS пик A SDSS има нешто већи интензитет (слика 4е), што указује на већи интензитет Fe2+. Иако је спектар XAS-3 сличан спектру γ-Fe2O3, где је Fe3+ присутан на позицијама Oh и Td, идентификација различитих валентних стања и координације само дуж L2,3 ивице или односа интензитета L2/L3 остаје предмет текућег истраживања и дискусије због сложености различитих фактора који утичу на коначни спектар41.
Поред спектралних разлика у хемијском стању одабраних региона од интереса описаних горе, глобална хемијска хетерогеност кључних елемената Cr и Fe такође је процењена класификацијом свих XAS спектара добијених на површини узорка коришћењем K-means методе кластеровања. Профили ивица Cr L формирају два просторно распоређена оптимална кластера у топло обрађеним и хладно ваљаним узорцима приказаним на слици 5. Јасно је да се ниједна локална структурна промена не доживљава као слична, пошто су два центроида XAS Cr спектара упоредива. Ови спектрални облици два кластера су готово идентични онима који одговарају Cr2O342, што значи да су слојеви Cr2O3 релативно равномерно распоређени на SDSS.
Cr L K-значи кластере ивичног региона, а b је одговарајући XAS центроиди. Резултати K-means X-PEEM поређења хладно ваљаног SDSS-а: c Cr L2.3 ивични регион K-means кластера и d одговарајући XAS центроиди.
Да би се илустровале сложеније мапе ивица FeL-а, коришћени су четири и пет оптимизованих кластера и њихови припадајући центроиди (спектрални профили) за топло обрађене и хладно ваљане узорке, респективно. Стога се проценат (%) Fe2+ и Fe3+ може добити уклапањем LCF-а приказаног на слици 4. Псеудоелектродни потенцијал Epseudo као функција Fe0 коришћен је за откривање микрохемијске нехомогености површинског оксидног филма. Epseudo се грубо процењује правилом мешања,
где је \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) једнако \(\rm{Fe} + 2e^ – \ до \rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 и 0,036 V, респективно. Региони са нижим потенцијалом имају већи садржај једињења Fe3+. Расподела потенцијала у термички деформисаним узорцима има слојевит карактер са максималном променом од око 0,119 V (Сл. 6а, б). Ова расподела потенцијала је уско повезана са топографијом површине (Сл. 6а). Нису примећене друге промене зависне од положаја у доњој ламинарној унутрашњости (Сл. 6б). Напротив, за везу различитих оксида са различитим садржајем Fe2+ и Fe3+ у хладно ваљаном SDSS-у, може се уочити неуједначена природа псеудопотенцијала (Сл. 6ц, д). Fe3+ оксиди и/или (окси)хидроксиди су главни састојци рђе у челику и пропустљиви су за кисеоник и воду50. У овом случају, острва богата Fe3+ сматрају се локално распоређеним и могу се сматрати кородираним подручјима. Истовремено, градијент у потенцијалном пољу, а не апсолутна вредност потенцијала, може се користити као индикатор за локализацију активних места корозије. Ова неравномерна расподела Fe2+ и Fe3+ на површини хладно ваљаног SDSS-а може променити локалну хемију и обезбедити практичнију активну површину током распада оксидног филма и реакција корозије, омогућавајући основној металној матрици да настави да кородира, што резултира унутрашњом хетерогеношћу. својства и смањити заштитна својства пасивирајућег слоја.
К-меанс кластери и одговарајући XAS центроиди у области ивице Fe L2.3 топло деформисаног X-PEEM ac и df хладно ваљаног SDSS. а, д К-меанс кластер дијаграми преклопљени преко X-PEEM слика. Израчунати псеудоелектродни потенцијал (Епсеудо) је поменут заједно са К-меанс кластер дијаграмом. Осветљеност X-PEEM слике, као и боја на слици 2, пропорционална је интензитету апсорпције X-зрака.
Релативно уједначен Cr, али различито хемијско стање Fe, доводи до различитих оштећења оксидног филма и образаца корозије код топло обрађеног и хладно ваљаног Ce-2507. Ово својство хладно ваљаног Ce-2507 је добро проучено. Што се тиче формирања оксида и хидроксида Fe у амбијенталном ваздуху у овом скоро неутралном процесу обраде, реакције су следеће:
Горе наведене реакције се јављају у следећим сценаријима на основу X-PEEM анализе. Мало раме које одговара Fe0 повезано је са основним металним гвожђем. Реакција металног Fe са околином резултира формирањем слоја Fe(OH)2 (једначина (5)), што појачава Fe2+ сигнал у Fe L-ивичном XAS спектру. Дуготрајно излагање ваздуху може довести до формирања Fe3O4 и/или Fe2O3 оксида након Fe(OH)252,53. Два стабилна облика Fe, Fe3O4 и Fe2O3, такође се могу формирати у заштитном слоју богатом Cr3+, од којих Fe3O4 преферира униформну и лепљиву структуру. Присуство оба резултира мешовитим оксидационим стањима (XAS-1 спектрум). XAS-2 спектрум углавном одговара Fe3O4. Док је посматрање XAS-3 спектра на неколико места показало потпуну конверзију у γ-Fe2O3. Пошто је дубина продирања нерасклопљених X-зрака око 50 nm, сигнал из доњег слоја резултира већим интензитетом A пика.
XPA спектар показује да Fe компонента у оксидном филму има слојевиту структуру комбиновану са слојем Cr оксида. За разлику од знакова пасивације услед локалне нехомогености Cr2O3 током корозије, упркос уједначеном слоју Cr2O3 у овом раду, у овом случају је примећена ниска отпорност на корозију, посебно код хладно ваљаних узорака. Уочено понашање може се схватити као хетерогеност хемијског оксидационог стања у горњем слоју (Fe), што утиче на перформансе корозије. Због исте стехиометрије горњег слоја (гвоздени оксид) и доњег слоја (хром оксид)52,53, боља интеракција (адхезија) између њих доводи до спорог транспорта металних или кисеоничних јона у решетки, што, заузврат, доводи до повећања отпорности на корозију. Стога је континуирани стехиометријски однос, тј. једно оксидационо стање Fe, пожељнији од наглих стехиометријских промена. Термички деформисани SDSS има уједначенију површину, гушћи заштитни слој и бољу отпорност на корозију. Док код хладно ваљаног SDSS-а, присуство острва богатих Fe3+ испод заштитног слоја нарушава интегритет површине и изазива галванску корозију са оближњом подлогом, што доводи до наглог пада Rp (Табела 1). EIS спектар и његова отпорност на корозију су смањени. Може се видети да локална расподела острва богатих Fe3+ услед пластичне деформације углавном утиче на отпорност на корозију, што је пробој у овом раду. Стога, ова студија представља спектроскопске микроскопске слике смањења отпорности на корозију узорака SDSS-а проучаваних методом пластичне деформације.
Поред тога, иако легирање ретких земних елемената у двофазним челицима показује боље перформансе, интеракција овог адитивног елемента са појединачном челичном матрицом у смислу понашања корозије према спектроскопској микроскопији остаје недостижна. Појава Ce сигнала (преко XAS M-ивица) појављује се само на неколико места током хладног ваљања, али нестаје током вруће деформације SDSS-а, што указује на локално таложење Ce у челичној матрици, а не на хомогено легирање. Иако не побољшава значајно механичка својства SDSS-а6,7, присуство ретких земних елемената смањује величину инклузија и сматра се да инхибира тачкасто стварање у почетном региону54.
У закључку, овај рад открива утицај површинске хетерогености на корозију 2507 SDSS модификованог церијумом квантификовањем хемијског садржаја наноразмерних компоненти. Одговарамо на питање зашто нерђајући челик кородира чак и испод заштитног оксидног слоја квантификовањем његове микроструктуре, површинске хемије и обраде сигнала коришћењем K-means кластеровања. Утврђено је да су острвца богата Fe3+, укључујући њихову октаедарску и тетраедарску координацију дуж целе карактеристике мешовитог Fe2+/Fe3+, извор оштећења и корозије хладно ваљаног оксидног филма SDSS. Наноострва у којима доминира Fe3+ доводе до лоше отпорности на корозију чак и у присуству довољног стехиометријског пасивирајућег слоја Cr2O3. Поред методолошког напретка у одређивању утицаја наноразмерне хемијске хетерогености на корозију, очекује се да ће текући рад инспирисати инжењерске процесе за побољшање отпорности нерђајућих челика на корозију током производње челика.
Да би се припремио ингот Ce-2507 SDSS коришћен у овој студији, мешовити састав који укључује Fe-Ce главну легуру запечаћену чистом гвозденом цеви је истопљен у индукционој пећи средње фреквенције од 150 кг да би се добио растопљени челик и излио у калуп. Измерени хемијски састави (теж. %) наведени су у Додатној табели 2. Инготи се прво топло кују у блокове. Затим су жарен на 1050°C током 60 минута да би се добио челик у стању чврстог раствора, а затим каљени у води до собне температуре. Проучавани узорци су детаљно проучавани коришћењем TEM и DOE ради проучавања фаза, величине зрна и морфологије. Детаљније информације о узорцима и процесу производње могу се наћи у другим изворима6,7.
Цилиндрични узорци (φ10 mm×15 mm) за врућу компресију су обрађени тако да је оса цилиндра била паралелна са правцем деформације блока. Компресија на високим температурама је спроведена на различитим температурама у опсегу од 1000-1150°C коришћењем термичког симулатора Gleeble-3800 при константној брзини деформације у опсегу од 0,01-10 s-1. Пре деформације, узорци су загревани брзином од 10 °C s-1 током 2 минута на одабраној температури како би се елиминисао температурни градијент. Након постизања уједначености температуре, узорак је деформисан до праве вредности деформације од 0,7. Након деформације, узорци су одмах каљени водом како би се сачувала деформисана структура. Очврсли узорак је затим сечен паралелно са правцем компресије. За ову конкретну студију, изабрали смо узорак са условима вруће деформације од 1050°C, 10 s-1, јер је примећена микротврдоћа била већа него код других узорака7.
Масивни (80 × 10 × 17 mm3) узорци чврстог раствора Ce-2507 коришћени су у трофазном асинхроном двоваљном млину LG-300 са најбољим механичким својствима међу свим осталим нивоима деформације6. Брзина деформације и смањење дебљине за сваку путању су 0,2 m·s-1 и 5%, респективно.
За електрохемијска мерења SDSS коришћена је електрохемијска радна станица Autolab PGSTAT128N након хладног ваљања до смањења дебљине од 90% (1,0 еквивалент истинског напрезања) и након врућег пресовања на 1050°C током 10 s-1 до истинског напрезања од 0,7. Радна станица има ћелију са три електроде са засићеном каломел електродом као референтном електродом, графитном контраелектродом и SDSS узорком као радном електродом. Узорци су исечени у цилиндре пречника 11,3 mm, на чије су стране залемљене бакарне жице. Узорци су затим фиксирани епоксидом, остављајући радну отворену површину од 1 cm2 као радну електроду (доња страна цилиндричног узорка). Будите опрезни током очвршћавања епоксида и накнадног брушења и полирања како бисте избегли пуцање. Радне површине су брушене и полиране дијамантском суспензијом за полирање величине честица 1 μm, испране дестилованом водом и етанолом и осушене на хладном ваздуху. Пре електрохемијских мерења, полирани узорци су изложени ваздуху неколико дана да би се формирао природни оксидни филм. Водени раствор FeCl3 (6,0 теж.%), стабилизован на pH = 1,0 ± 0,01 помоћу HCl према препорукама ASTM-а, користи се за убрзавање корозије нерђајућег челика55, јер је корозиван у присуству хлоридних јона са јаким оксидационим капацитетом и ниским pH, у складу са еколошким стандардима G48 и A923. Узорак се потапа у испитни раствор 1 сат да би се достигло скоро стабилно стање пре него што се изврше било каква мерења. За узорке у чврстом раствору, топло обликоване и хладно ваљане узорке, мерења импедансе су спроведена при потенцијалима отвореног кола (OPC) од 0,39, 0,33 и 0,25 V, респективно, у фреквентном опсегу од 1 × 10⁶ до 0,1 Hz са амплитудом од 5 mV. Сви хемијски тестови су поновљени најмање 3 пута под истим условима како би се осигурала поновљивост података.
За HE-SXRD мерења, измерени су правоугаони дуплекс челични блокови димензија 1 × 1 × 1,5 mm3 како би се квантификовао фазни састав снопа Брокхаусовог високоенергетског виглера у CLS-у, Канада56. Прикупљање података је спроведено у Дебај-Шереровој геометрији или трансмисионој геометрији на собној температури. Таласна дужина X-зрака калибрирана LaB6 калибратором је 0,212561 Å, што одговара 58 keV, што је много више од оне код Cu Kα (8 keV) који се обично користи као лабораторијски извор X-зрака. Узорак је био смештен на удаљености од 740 mm од детектора. Запремина детекције сваког узорка је 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, што је одређено величином снопа и дебљином узорка. Сви подаци су прикупљени помоћу Perkin Elmer површинског детектора, равног панела X-зрака, пиксела од 200 µm, 40×40 cm2, користећи време експозиције од 0,3 s и 120 фрејмова.
X-PEEM мерења два одабрана моделна система спроведена су на крајњој станици Beamline MAXPEEM PEEM у лабораторији MAX IV (Лунд, Шведска). Узорци су припремљени на исти начин као и за електрохемијска мерења. Припремљени узорци су држани на ваздуху неколико дана и дегазирани у комори ултрависоког вакуума пре него што су озрачени синхротронским фотонима. Енергетска резолуција линије снопа добијена је мерењем спектра приноса јона у области побуђивања од N 1 s до 1\(\pi _g^ \ast\) близу hv = 401 eV у N2 са зависношћу енергије фотона од E3/2 , 57. Апроксимациони спектри дали су ΔE (ширину спектралне линије) од око 0,3 eV у измереном енергетском опсегу. Стога је процењена резолуција енергије линије снопа на E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 и флукс ≈1012 ph/s коришћењем модификованог SX-700 монохроматора са Si решетком од 1200 линија mm−1 за Fe 2p L2,3 ивицу, Cr 2p L2,3 ивицу, Ni 2p L2,3 ивицу и Ce M4,5 ивицу. Стога је процењена енергетска резолуција линије снопа на E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 и флукс ≈1012 ph/s коришћењем модификованог SX-700 монохроматора са Si решетком од 1200 линија mm−1 за Fe 2p L2.3 ивицу, Cr 2p L2.3 ивицу, Ni 2p L2.3 ивицу и Ce M4.5 ивицу. Оваквим образом, енергетическо разрешение канала пучка било је оцењено као Е/∆Е = 700 еВ/0,3 еВ > 2000 и поток ≈1012 ф/с при искоришћењу модификованог монохроматора СКС-700 са решетком Си 1200 штрихов/мм за Фе2 кромка, 32п кромка, 32п кромка, 2п Ни 2п Л2,3 и кромка Це М4,5. Дакле, енергетска резолуција канала снопа процењена је као E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 и флукс ≈1012 f/s коришћењем модификованог SX-700 монохроматора са Si решетком од 1200 линија/mm за Fe ивицу 2p L2,3, Cr ивицу 2p L2,3, Ni ивицу 2p L2,3 и Ce ивицу M4,5.因此，光束线能量分辨率估计为Е/ΔЕ = 700 еВ/0,3 еВ > 2000 和通量≈1012 пх/с，通1200 线мм-1 光栅的改进的СКС-700 单色器用于Фе 2п Л2,3 边缘、Цр 2п Л2,3 边缘〼,Ни 2п Л2,3 边缘〼,Ни 2п Л2边缘。因此, 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δе = 700 ЕВ/0,3 ЕВ> 2000 和 ≈1012 木 ПХ/С ，带有 1200 线 мм-1 光栅 改进 的 СКС-700 单色器 于 于 于 用 用 用Фе 2п Л2.3 边缘2〹Нир3 〹〹缘2〹 2п Л2.3 边缘和Це М4.5 边缘。Дакле, када се користи модификовани монохроматор SX-700 са Si решетком од 1200 линија, 3, Cr ивица 2p L2.3, Ni ивица 2p L2.3 и Ce ивица M4.5.Енергија фотона скенирања у корацима од 0,2 eV. При свакој енергији, PEEM слике су снимљене коришћењем TVIPS F-216 CMOS детектора спрегнутог са влакнима са 2 x 2 бина, који пружа резолуцију од 1024 × 1024 пиксела у видном пољу од 20 µm. Време експозиције слика је било 0,2 s, са просеком од 16 фрејмова. Енергија фотоелектронске слике је изабрана тако да обезбеди максимални секундарни електронски сигнал. Сва мерења су спроведена под нормалним упадом коришћењем линеарно поларизованог фотонског снопа. Више информација о мерењима може се наћи у претходној студији. Након проучавања режима детекције укупног приноса електрона (TEY) и његове примене у X-PEEM49, процењена је дубина пробе ове методе на око 4-5 nm за Cr сигнал и око 6 nm за Fe. Дубина Cr је веома близу дебљини оксидног филма (~4 nm)60,61 док је дубина Fe већа од дебљине. XRD прикупљен на ивици FeL је мешавина XRD оксида гвожђа и Fe0 из матрице. У првом случају, интензитет емитованих електрона долази од свих могућих врста електрона који доприносе TEY. Међутим, сигнал чистог гвожђа захтева већу кинетичку енергију да би електрони прошли кроз оксидни слој до површине и да би их анализатор прикупио. У овом случају, Fe0 сигнал је углавном последица LVV Ожеових електрона, као и секундарних електрона које они емитују. Поред тога, TEY интензитет који доприносе ови електрони опада током путање бекства електрона, додатно смањујући спектрални одзив Fe0 на XAS мапи гвожђа.
Интегрисање рударења података у коцку података (X-PEEM подаци) је кључни корак у издвајању релевантних информација (хемијских или физичких својстава) у вишедимензионалном приступу. K-means кластеровање се широко користи у неколико области, укључујући машински вид, обраду слика, ненадзирано препознавање образаца, вештачку интелигенцију и класификациону анализу. На пример, K-means кластеровање се добро показало у кластеровању хиперспектралних података слика. У принципу, за податке са више карактеристика, K-means алгоритам може лако да их групи на основу информација о њиховим атрибутима (својства енергије фотона). K-means кластеровање је итеративни алгоритам за поделу података у K група које се не преклапају (кластера), где сваки пиксел припада одређеном кластеру у зависности од просторне расподеле хемијске нехомогености у микроструктурном саставу челика. K-means алгоритам укључује две фазе: у првој фази се израчунава K центроида, а у другој фази свакој тачки се додељује кластер са суседним центроидима. Центар гравитације кластера је дефинисан као аритметичка средина тачака података (XAS спектар) за тај кластер. Постоје различите удаљености за дефинисање суседних центроида као Еуклидове удаљености. За улазну слику од px,y (где су x и y резолуција у пикселима), CK је центар гравитације кластера; ова слика се затим може сегментирати (кластеровати) у K кластера користећи K-means63. Последњи кораци K-means алгоритма кластеровања су:
Корак 2. Израчунајте припадност свих пиксела према тренутном центроиду. На пример, израчунава се из еуклидског растојања d између центра и сваког пиксела:
Корак 3. Доделите сваки пиксел најближем центроиду. Затим поново израчунајте K позиција центроида на следећи начин:
Корак 4. Поновите поступак (једначине (7) и (8)) док се центроиди не конвергирају. Коначни резултати квалитета кластеровања су снажно корелирани са најбољим избором почетних центроида. За PEEM структуру података слика челика, типично је X (x × y × λ) коцка 3D низа података, док x и y осе представљају просторне информације (резолуцију пиксела), а λ оса одговара спектралној слици енергије фотона. K-means алгоритам се користи за истраживање региона од интереса у X-PEEM подацима раздвајањем пиксела (кластера или подблокова) према њиховим спектралним карактеристикама и издвајањем најбољих центроида (XAS спектрални профили) за сваки аналит. Користи се за проучавање просторне дистрибуције, локалних спектралних промена, понашања оксидације и хемијских стања. На пример, K-means алгоритам кластеровања је коришћен за Fe L-ивице и Cr L-ивице у топло обрађеном и хладно ваљаном X-PEEM-у. Различити бројеви K кластера (региона микроструктуре) су тестирани да би се пронашли оптимални кластери и центроиди. Када се ови бројеви прикажу, пиксели се поново додељују одговарајућим центроидима кластера. Свака расподела боја одговара центру кластера, приказујући просторни распоред хемијских или физичких објеката. Екстраховани центроиди су линеарне комбинације чистих спектара.
Подаци који подржавају резултате ове студије доступни су на разуман захтев од стране одговарајућег аутора WC-а.
Сиеурин, Х. и Сандстрем, Р. Жилавост на лом завареног дуплекс нерђајућег челика. Сиеурин, Х. и Сандстрем, Р. Жилавост на лом завареног дуплекс нерђајућег челика. Сиеурин, Х. & Сандстром, Р. Вазкость разрушениа сварној дуплексној нержавеусеј стали. Сиеурин, Х. и Сандстрем, Р. Жилавост на лом завареног дуплекс нерђајућег челика. Сиеурин, Х. & Сандстром, Р. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Сиеурин, Х. & Сандстром, Р. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Сиеурин, Х. & Сандстром, Р. Вазкость разрушениа сварних дуплексних нержавеусих сталеј. Сиеурин, Х. и Сандстрем, Р. Жилавост на лом заварених дуплекс нерђајућих челика.Британија. Разломљени део. фур. 73, 377–390 (2006).
Адамс, ФВ, Олубамби, ПА, Потгитер, ЈХ и Ван дер Мерве, Ј. Отпорност на корозију дуплекс нерђајућих челика у одабраним органским киселинама и срединама органских киселина/хлорида. Адамс, ФВ, Олубамби, ПА, Потгитер, ЈХ и Ван дер Мерве, Ј. Отпорност на корозију дуплекс нерђајућих челика у одабраним органским киселинама и срединама органских киселина/хлорида.Адамс, ФВ, Олубамби, ПА, Потгитер, Ј. Кх. и Ван Дер Мерве, Ј. Отпорност на корозију дуплекс нерђајућих челика у срединама са неким органским киселинама и органским киселинама/хлоридима. Адамс, ФВ, Олубамби, ПА, Потгиетер, ЈХ & Ван Дер Мерве, Ј. 双相不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环境 Адамс, ФВ, Олубамби, ПА, Потгиетер, ЈХ & Ван Дер Мерве, Ј.Адамс, ФВ, Олубамби, ПА, Потгитер, Ј. Кх. и Ван Дер Мерве, Ј. Отпорност на корозију дуплекс нерђајућих челика у одабраним срединама органских киселина и органских киселина/хлорида.конзерванс. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Барера, С. и др. Корозијско-оксидативно понашање дуплекс легура Fe-Al-Mn-C. Materials 12, 2572 (2019).
Левков, Л., Шуригин, Д., Дуб, В., Косирев, К. и Баликоев, А. Нова генерација супердуплекс челика за опрему за производњу гаса и нафте. Левков, Л., Шуригин, Д., Дуб, В., Косирев, К. и Баликоев, А. Нова генерација супердуплекс челика за опрему за производњу гаса и нафте.Левков Л., Шуригин Д., Дуб В., Косирев К., Баликоев А. Нова генерација супердуплекс челика за опрему за производњу нафте и гаса.Левков Л., Шуригин Д., Дуб В., Косирев К., Баликоев А. Нова генерација супердуплекс челика за опрему за производњу гаса и нафте. Вебинар E3S 121, 04007 (2019).
Кингкланг, С. и Утаисангсук, В. Истраживање понашања вруће деформације дуплекс нерђајућег челика класе 2507. Метал. Кингкланг, С. и Утаисангсук, В. Истраживање понашања вруће деформације дуплекс нерђајућег челика класе 2507. Метал. Кингкланг, С. & Утхаисангсук, В. Исследование поведениа горачеј деформации дуплексној нержавеусеј стали марке 2507. Металл. Кингкланг, С. и Утаисангсук, В. Студија понашања вруће деформације дуплекс нерђајућег челика типа 2507. Метал. Кингкланг, С. & Утхаисангсук, В. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究。 Кингкланг, С. & Утхаисангсук, В. 2507 级热变形行为的研究。Кингкланг, С. и Утаисансук, В. Истраживање понашања вруће деформације дуплекс нерђајућег челика типа 2507. Метал.алма матер. транс. 48, 95–108 (2017).
Џоу, Т. и др. Утицај контролисаног хладног ваљања на микроструктуру и механичка својства церијумом модификованог супердуплекс нерђајућег челика SAF 2507. Алма матер. Наука. Британија. А 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Структурна и механичка својства изазвана термичком деформацијом церијумом модификованог супердуплекс нерђајућег челика SAF 2507. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Женг, З., Ванг, С., Лонг, Ј., Ванг, Ј. и Женг, К. Утицај елемената ретких земаља на понашање аустенитног челика при оксидацији на високим температурама. Женг, З., Ванг, С., Лонг, Ј., Ванг, Ј. и Женг, К. Утицај елемената ретких земаља на понашање аустенитног челика при оксидацији на високим температурама.Женг З., Ванг С., Лонг Ј., Ванг Ј. и Женг К. Утицај елемената ретких земаља на понашање аустенитног челика под оксидацијом на високој температури. Зхенг, З., Ванг, С., Лонг, Ј., Ванг, Ј. & Зхенг, К. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 Зхенг, З., Ванг, С., Лонг, Ј., Ванг, Ј. и Зхенг, К.Женг З., Ванг С., Лонг Ј., Ванг Ј. и Женг К. Утицај елемената ретких земаља на понашање аустенитних челика при оксидацији на високим температурама.корос. наука. 164, 108359 (2020).
Ли, Ј., Јанг, Г., Ђијанг, З., Чен, К. и Сун, С. Утицај Ce на микроструктуру и својства суперферитних нерђајућих челика 27Cr-3.8Mo-2Ni. Ли, Ј., Јанг, Г., Ђијанг, З., Чен, К. и Сун, С. Утицај Ce на микроструктуру и својства суперферитних нерђајућих челика 27Cr-3.8Mo-2Ni.Ли Ј., Јанг Г., Ђијанг З., Чен К. и Сун С. Утицај Se на микроструктуру и својства суперферитних нерђајућих челика 27Cr-3,8Mo-2Ni. Ли, И., Ианг, Г., Јианг, З., Цхен, Ц. & Сун, С. Це 对27Цр-3,8Мо-2Ни 超铁素体不锈钢的显微组织和性能的影影影和 Ли, Ј., Јанг, Г., Ђијанг, З., Чен, К. и Сун, С. Утицај Ce на микроструктуру и својства нерђајућег челика 27Cr-3.8Mo-2Ni супер-челика. Ли, И., Ианг, Г., Јианг, З., Цхен, Ц. & Сун, С. Влиание Це на микроструктуру и својства суперферритној нержавеусеј стали 27Цр-3,8Мо-2Ни. Ли, Ј., Јанг, Г., Ђијанг, З., Чен, К. и Сун, С. Утицај Ce на микроструктуру и својства суперферитног нерђајућег челика 27Cr-3,8Mo-2Ni.Гвоздени знак. Steelmak 47, 67–76 (2020).