Tack för att du besöker Nature.com.Webbläsarversionen du använder har begränsat CSS-stöd.För bästa upplevelse rekommenderar vi att du använder en uppdaterad webbläsare (eller inaktiverar kompatibilitetsläge i Internet Explorer).Under tiden, för att säkerställa fortsatt support, kommer vi att rendera webbplatsen utan stilar och JavaScript.
Det mycket använda rostfria stålet och dess bearbetade versioner är resistenta mot korrosion i omgivningsförhållanden på grund av passiveringsskiktet som består av kromoxid.Korrosion och erosion av stål är traditionellt förknippat med förstörelsen av dessa lager, men sällan på mikroskopisk nivå, beroende på ursprunget till ytans inhomogenitet.I detta arbete dominerar den kemiska heterogeniteten i nanoskala som detekteras med spektroskopisk mikroskopi och kemometrisk analys oväntat nedbrytningen och korrosionen av kallvalsat ceriummodifierat superduplex rostfritt stål 2507 (SDSS) under dess heta deformationsbeteende.andra sidan.Även om röntgenfotoelektronmikroskopi visade relativt likformig täckning av det naturliga Cr2O3-lagret, visade kallvalsad SDSS dåliga passiveringsresultat på grund av den lokaliserade fördelningen av Fe3+-rika nanoöar på Fe/Cr-oxidlagret.Denna kunskap på atomnivå ger en djup förståelse för korrosion av rostfritt stål och förväntas hjälpa till att bekämpa korrosion av liknande höglegerade metaller.
Sedan uppfinningen av rostfritt stål har korrosionsbeständigheten hos ferrokromlegeringar tillskrivits krom, som bildar en stark oxid/oxihydroxid som uppvisar passiverande beteende i de flesta miljöer.Jämfört med konventionella (austenitiska och ferritiska) rostfria stål, har superduplex rostfria stål (SDSS) med bättre korrosionsbeständighet överlägsna mekaniska egenskaper1,2,3.Ökad mekanisk styrka möjliggör lättare och mer kompakt design.Däremot har den ekonomiska SDSS hög motståndskraft mot grop- och spaltkorrosion, vilket resulterar i en längre livslängd och bredare tillämpningar inom föroreningskontroll, kemikaliebehållare och olje- och gasindustrin till havs4.Emellertid hindrar det snäva intervallet för värmebehandlingstemperaturer och dålig formbarhet dess breda praktiska tillämpning.Därför har SDSS modifierats för att förbättra ovanstående egenskaper.Till exempel introducerades Ce-modifiering och höga tillsatser av N 6, 7, 8 i 2507 SDSS (Ce-2507).En lämplig koncentration av 0,08 viktprocent sällsynta jordartsmetaller (Ce) har en gynnsam effekt på de mekaniska egenskaperna hos DSS, eftersom det förbättrar kornförfining och korngränshållfasthet.Slitage- och korrosionsbeständighet, draghållfasthet och sträckgräns samt varmbearbetbarhet har också förbättrats9.Stora mängder kväve kan ersätta dyrt nickelinnehåll, vilket gör SDSS mer kostnadseffektivt10.
Nyligen har SDSS plastiskt deformerats vid olika temperaturer (låg temperatur, kall och varm) för att uppnå utmärkta mekaniska egenskaper6,7,8.Den utmärkta korrosionsbeständigheten hos SDSS beror dock på närvaron av en tunn oxidfilm på ytan, som påverkas av många faktorer, såsom närvaron av många faser med olika korngränser, oönskade fällningar och olika reaktioner.den inre inhomogena mikrostrukturen av olika austenitiska och ferritiska faser är deformerad 7 .Därför är studiet av mikrodomänegenskaperna hos sådana filmer på nivån för den elektroniska strukturen av avgörande betydelse för att förstå SDSS-korrosion och kräver komplexa experimentella tekniker.Hittills har ytkänsliga metoder som Auger-elektronspektroskopi11 och röntgenfotoelektronspektroskopi12,13,14,15 samt det hårda röntgenfotoelektronfotoelektronsystemet särskiljt, men misslyckas ofta med att separera, de kemiska tillstånden för samma grundämne på olika punkter i rymden på nanoskala.Flera nyare studier har kopplat lokal oxidation av krom till det observerade korrosionsbeteendet hos 17 austenitiska rostfria stål, 18 martensitiska rostfria stål och SDSS 19, 20. Dessa studier har dock huvudsakligen fokuserat på effekten av Cr-heterogenitet (t.ex. Cr3+-oxidationstillstånd) på korrosionsbeständighet.Lateral heterogenitet i grundämnenas oxidationstillstånd kan orsakas av olika föreningar med samma ingående grundämnen, såsom järnoxider.Dessa föreningar ärver en termomekaniskt bearbetad liten storlek tätt intill varandra, men skiljer sig i sammansättning och oxidationstillstånd16,21.Därför kräver att avslöja förstörelsen av oxidfilmer och sedan gropbildning en förståelse för ytinhomogenitet på mikroskopisk nivå.Trots dessa krav saknas fortfarande kvantitativa bedömningar som lateral oxidationsheterogenitet, särskilt av järn på nano/atomär skala, och deras betydelse för korrosionsbeständigheten är fortfarande outforskad.Fram till nyligen beskrevs det kemiska tillståndet för olika grundämnen, såsom Fe och Ca, kvantitativt på stålprover med hjälp av mjuk röntgenfotoelektronmikroskopi (X-PEEM) i synkrotronstrålningsanläggningar i nanoskala.I kombination med kemiskt känsliga röntgenabsorptionsspektroskopi (XAS)-tekniker, möjliggör X-PEEM XAS-mätning med hög rumslig och spektral upplösning, vilket ger kemisk information om elementets sammansättning och dess kemiska tillstånd med rumslig upplösning ner till nanometerskalan 23 .Denna spektroskopiska observation av initieringsplatsen under ett mikroskop underlättar lokala kemiska experiment och kan rumsligt visa tidigare outforskade kemiska förändringar i Fe-skiktet.
Denna studie utökar fördelarna med PEEM för att upptäcka kemiska skillnader på nanoskala och presenterar en insiktsfull ytanalysmetod på atomnivå för att förstå korrosionsbeteendet hos Ce-2507.Den använder K-means klusterkeometriska data24 för att kartlägga den globala kemiska sammansättningen (heterogeniteten) av de inblandade elementen, med deras kemiska tillstånd presenterade i en statistisk representation.Till skillnad från konventionell korrosion orsakad av nedbrytning av kromoxidfilm, tillskrivs den nuvarande dåliga passiveringen och dåliga korrosionsbeständigheten lokaliserade Fe3+-rika nanoöar nära Fe/Cr-oxidskiktet, vilket kan vara en attack av den skyddande oxiden.Det bildar en film på plats och orsakar korrosion.
Det korrosiva beteendet hos deformerad SDSS 2507 utvärderades först med elektrokemiska mätningar.På fig.Figur 1 visar Nyquist- och Bode-kurvorna för utvalda prover i sura (pH = 1) vattenlösningar av FeCl3 vid rumstemperatur.Den valda elektrolyten fungerar som ett starkt oxidationsmedel, vilket kännetecknar passiveringsfilmens tendens att brytas ned.Även om materialet inte genomgick en stabil gropar i rumstemperatur, gav dessa analyser insikt i potentiella felhändelser och efterkorrosionsprocesser.Den ekvivalenta kretsen (fig. 1d) användes för att passa elektrokemisk impedansspektroskopi (EIS)-spektra, och motsvarande passningsresultat visas i tabell 1. Ofullständiga halvcirklar uppträdde vid testning av de lösningsbehandlade och varmbearbetade proverna, medan motsvarande komprimerade halvcirklar kallvalsades (fig. 1b).I EIS-spektrumet kan halvcirkelradien betraktas som polarisationsresistansen (Rp)25,26.Rp för lösningsbehandlad SDSS i Tabell 1 är cirka 135 kΩ cm-2, men för varmbearbetad och kallvalsad SDSS kan vi se mycket lägre värden på 34,7 respektive 2,1 kΩ cm–2.Denna signifikanta minskning av Rp indikerar en skadlig effekt av plastisk deformation på passivering och korrosionsbeständighet, som visas i tidigare rapporter 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Bode-impedans- och fasdiagram, och en ekvivalent kretsmodell för d, där RS är elektrolytresistansen, Rp är polarisationsresistansen och QCPE är den konstanta faselementoxiden som används för att modellera den icke-ideala kapacitansen (n) .MKB-mätningarna utfördes vid tomgångspotential.
De första ordningens konstanterna visas i Bode-diagrammet och högfrekvensplatån representerar elektrolytmotståndet RS26.När frekvensen minskar ökar impedansen och en negativ fasvinkel hittas, vilket indikerar kapacitansdominans.Fasvinkeln ökar, bibehåller sitt maximala värde i ett relativt brett frekvensområde, och minskar sedan (fig. le).I alla tre fallen är emellertid detta maximala värde fortfarande mindre än 90°, vilket indikerar ett icke-idealiskt kapacitivt beteende på grund av kapacitiv dispersion.Således används QCPE konstantfaselementet (CPE) för att representera gränsytkapacitansfördelningen härledd från ytjämnhet eller inhomogenitet, speciellt i termer av atomskala, fraktalgeometri, elektrodporositet, ojämn potential och ytberoende strömfördelning.Elektrodgeometri31,32.CPE-impedans:
där j är det imaginära talet och ω är vinkelfrekvensen.QCPE är en frekvensoberoende konstant proportionell mot elektrolytens aktiva öppna yta.n är ett dimensionslöst effekttal som beskriver avvikelsen från det ideala kapacitiva beteendet för en kondensator, dvs ju närmare n är 1, desto närmare är CPE ren kapacitans, och om n är nära noll är det resistans.En liten avvikelse på n, nära 1, indikerar det icke-ideala kapacitiva beteendet hos ytan efter polarisationstestning.QCPE för kallvalsad SDSS är mycket högre än liknande produkter, vilket gör att ytkvaliteten är mindre enhetlig.
I överensstämmelse med de flesta korrosionsbeständighetsegenskaperna hos rostfria stål resulterar det relativt höga Cr-innehållet i SDSS i allmänhet i överlägsen korrosionsbeständighet hos SDSS på grund av närvaron av en passiv skyddande oxidfilm på ytan17.Denna passiverande film är vanligtvis rik på Cr3+-oxider och/eller hydroxider, huvudsakligen integrerande Fe2+, Fe3+-oxider och/eller (oxi)hydroxider 33 .Trots samma ytjämnhet, passiverande oxidskikt och inga synliga skador på ytan, som fastställts av mikroskopiska bilder,6,7 är korrosionsbeteendet hos varmbearbetade och kallvalsade SDSS olika och kräver därför ingående studier av deformationens mikrostruktur och strukturella egenskaper hos stål.
Mikrostrukturen hos deformerat rostfritt stål undersöktes kvantitativt med interna och synkrotron högenergiröntgenstrålar (kompletterande figurer 1, 2).En detaljerad analys finns i den kompletterande informationen.Även om de till stor del motsvarar typen av huvudfas, finns skillnader i fasvolymfraktioner, vilka listas i tilläggstabell 1. Dessa skillnader kan associeras med inhomogena fasfraktioner vid ytan, samt volymetriska fasfraktioner utförda på olika djup.detektering genom röntgendiffraktion.(XRD) med olika energikällor av infallande fotoner.Den relativt högre andelen austenit i kallvalsade prover, bestämd med XRD från en laboratoriekälla, indikerar bättre passivering och därefter bättre korrosionsbeständighet35, medan mer exakta och statistiska resultat indikerar motsatta trender i fasproportioner.Dessutom beror korrosionsbeständigheten hos stål också på graden av kornförfining, kornstorleksminskning, ökning av mikrodeformationer och dislokationsdensitet som uppstår under termomekanisk behandling36,37,38.De varmbearbetade exemplaren uppvisar en mer kornig karaktär, vilket tyder på mikronstora korn, medan de släta ringarna som observerades i de kallvalsade exemplaren (tilläggsbild 3) indikerar betydande kornförfining till nanoskala i tidigare arbete6, vilket borde bidra till filmens passivering.bildning och ökning av korrosionsbeständigheten.Högre dislokationsdensitet är vanligtvis förknippad med lägre motstånd mot gropfrätning, vilket stämmer väl överens med elektrokemiska mätningar.
Förändringar i de kemiska tillstånden hos mikrodomäner av elementära element har systematiskt studerats med X-PEEM.Trots mängden legeringselement valdes Cr, Fe, Ni och Ce39 här, eftersom Cr är ett nyckelelement för bildandet av en passiveringsfilm, Fe är huvudelementet i stål, och Ni förstärker passiveringen och balanserar den ferrit-austenitiska fasstrukturen och syftet med Ce-modifiering.Genom att justera energin för synkrotronstrålningen belades RAS från ytan med huvuddragen Cr (kant L2.3), Fe (kant L2.3), Ni (kant L2.3) och Ce (kant M4.5).varmformning och kallvalsning Ce-2507 SDSS.Lämplig dataanalys utfördes genom att införliva energikalibrering med publicerade data (t.ex. XAS 40, 41 på Fe L2, 3 kanter).
På fig.Figur 2 visar X-PEEM-bilder av varmbearbetade (Fig. 2a) och kallvalsade (Fig. 2d) Ce-2507 SDSS och motsvarande XAS-kanter av Cr och Fe L2,3 på individuellt markerade platser.L2,3-kanten på XAS sonderar de lediga 3d-tillstånden efter elektronfotoexcitation vid spin-omloppsdelningsnivåerna 2p3/2 (L3-kant) och 2p1/2 (L2-kant).Information om valenstillståndet för Cr erhölls från XAS vid L2,3-kanten i fig. 2b, t.ex.Jämförelse med domare.42,43 visade att fyra toppar observerades nära L3-kanten, benämnda A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) och D (582,2 eV), reflekterande oktaedrisk Cr3+, motsvarande Cr2O3-jonen.De experimentella spektra överensstämmer med de teoretiska beräkningarna som visas i panelerna b och e, erhållna från flera beräkningar av kristallfältet vid Cr L2.3-gränssnittet med användning av ett kristallfält på 2,0 eV44.Båda ytorna av varmbearbetad och kallvalsad SDSS är belagd med ett relativt enhetligt lager av Cr2O3.
en X-PEEM termisk bild av termiskt deformerad SDSS motsvarande b Cr L2.3 kant och c Fe L2.3 kant, d X-PEEM termisk bild av kallvalsad SDSS motsvarande e Cr L2.3 kant och f Fe L2 .3 kantsida ( f).XAS-spektra är plottade vid olika rumsliga positioner markerade på värmebilderna (a, d), de orange streckade linjerna i (b) och (e) representerar de simulerade XAS-spektra av Cr3+ med ett kristallfältvärde på 2,0 eV.För X-PEEM-bilder, använd en termisk palett för att förbättra bildläsbarheten, där färger från blått till rött är proportionella mot intensiteten av röntgenabsorption (från låg till hög).
Oavsett den kemiska miljön för dessa metalliska element förblev det kemiska tillståndet för tillsatserna av Ni- och Ce-legeringselement för båda proverna oförändrat.Ytterligare ritning.Figurerna 5-9 visar X-PEEM-bilder och motsvarande XAS-spektra för Ni och Ce vid olika positioner på ytan av varmbearbetade och kallvalsade prover.Ni XAS visar oxidationstillstånden för Ni2+ över hela den uppmätta ytan av varmbearbetade och kallvalsade prover (kompletterande diskussion).Det bör noteras att i fallet med varmbearbetade prover observerades inte XAS-signalen för Ce, medan i fallet med kallvalsade prover observerades spektrumet för Ce3+.Observationen av Ce-fläckar i kallvalsade prover visade att Ce huvudsakligen förekommer i form av fällningar.
I den termiskt deformerade SDSS observerades ingen lokal strukturell förändring i XAS vid Fe L2,3-kanten (Fig. 2c).Fe-matrisen ändrar emellertid mikroregionalt sitt kemiska tillstånd vid sju slumpmässigt utvalda punkter på den kallvalsade SDSS, som visas i fig. 2f.Dessutom, för att få en korrekt uppfattning om förändringarna i Fe-tillståndet på de utvalda platserna i Fig. 2f, utfördes lokala ytstudier (Fig. 3 och Kompletterande Fig. 10) där mindre cirkulära områden valdes ut.XAS-spektra för Fe L2,3-kanten av α-Fe2O3-system och Fe2+ oktaedriska oxider modellerades genom multipla kristallfältsberäkningar med användning av kristallfält på 1,0 (Fe2+) och 1,0 (Fe3+)44. Vi noterar att α-Fe2O3 och γ-Fe2O3 har olika lokala symmetrier45,46, Fe3O4 har en kombination av både Fe2+ & Fe3+,47 och FeO45 som en formellt tvåvärd Fe2+-oxid (3d6). Vi noterar att α-Fe2O3 och γ-Fe2O3 har olika lokala symmetrier45,46, Fe3O4 har en kombination av både Fe2+ & Fe3+,47, och FeO45 som en formellt tvåvärd Fe2+-oxid (3d6).Observera att α-Fe2O3 och γ-Fe2O3 har olika lokala symmetrier45,46, Fe3O4 kombinerar både Fe2+ och Fe3+,47 och FeO45 i form av formellt tvåvärd oxid Fe2+ (3d6).Observera att α-Fe2O3 och γ-Fe2O3 har olika lokala symmetrier45,46, Fe3O4 har en kombination av Fe2+ och Fe3+,47 och FeO45 fungerar som en formell tvåvärd Fe2+-oxid (3d6).Alla Fe3+-joner i α-Fe2O3 har endast Oh-positioner, medan γ-Fe2O3 vanligtvis representeras av Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]t.ex. O4-spinell med vakanser i exempelvis positioner.Därför har Fe3+-jonerna i γ-Fe2O3 både Td- och Oh-positioner.Som nämnts i en tidigare artikel45, även om intensitetsförhållandet mellan de två är olika, är deras intensitetsförhållande eg/t2g ≈1, medan i detta fall det observerade intensitetsförhållandet eg/t2g är cirka 1. Detta utesluter möjligheten att i den nuvarande situationen endast Fe3+ är närvarande.Med tanke på fallet med Fe3O4 med både Fe2+ och Fe3+, indikerar den första egenskapen som är känd för att ha en svagare (starkare) L3-kant för Fe ett mindre (större) ledigt tillstånd t2g.Detta gäller Fe2+ (Fe3+), vilket visar att det första särdraget i ökningen indikerar en ökning av halten Fe2+47.Dessa resultat visar att samexistensen av Fe2+ och y-Fe2O3, α-Fe2O3 och/eller Fe3O4 dominerar på den kallvalsade ytan av kompositerna.
Förstorade fotoelektronvärmebilder av XAS-spektra (a, c) och (b, d) som korsar Fe L2,3-kanten vid olika rumsliga positioner inom utvalda regioner 2 och E i Fig.2d.
De erhållna experimentella data (fig. 4a och kompletterande fig. 11) plottas och jämförs med data för rena föreningar 40, 41, 48. Tre olika typer av experimentellt observerade Fe L-kant XAS-spektra (XAS-1, XAS-2 och XAS-3: fig. 4a).Speciellt observerades spektrum 2-a (betecknat som XAS-1) i figur 3b följt av spektrum 2-b (märkt XAS-2) över hela detektionsområdet, medan spektra som E-3 observerades i figur 3d (märkt XAS-3) observerades på specifika platser.Som regel användes fyra parametrar för att identifiera de befintliga valenstillstånden i provet som studeras: (1) spektrala egenskaper L3 och L2, (2) energipositioner för egenskaperna L3 och L2, (3) energiskillnad L3-L2., (4) L2/L3 intensitetsförhållande.Enligt visuella observationer (Fig. 4a) finns alla tre Fe-komponenter, nämligen FeO, Fe2+ och Fe3+, på SDSS-ytan som studeras.Det beräknade intensitetsförhållandet L2/L3 indikerade också närvaron av alla tre komponenterna.
a Simulerade XAS-spektra av Fe med observerade tre olika experimentella data (heldragna linjer XAS-1, XAS-2 och XAS-3 motsvarar 2-a, 2-b och E-3 i Fig. 2 och 3) Jämförelse , Octaedrons Fe2+, Fe3+ med kristallfältsvärden på 1,05 eV, AS, respektive b. XAS-2, XAS-3) och motsvarande optimerade LCF-data (heldragen svart linje), och även i form av XAS-3-spektra med Fe3O4 (blandat tillstånd av Fe) och Fe2O3 (ren Fe3+) standarder.
En linjär kombinationspassning (LCF) av de tre standarderna 40, 41, 48 användes för att kvantifiera järnoxidsammansättningen.LCF implementerades för tre utvalda Fe L-kant XAS-spektra som visar den högsta kontrasten, nämligen XAS-1, XAS-2 och XAS-3, som visas i Fig. 4b–d.För LCF-beslag togs hänsyn till 10 % Fe0 i samtliga fall på grund av att vi observerade en liten avsats i alla data, och även på grund av att metalliskt järn är stålets huvudkomponent. Provningsdjupet för X-PEEM för Fe (~6 nm)49 är faktiskt större än den uppskattade oxidationsskikttjockleken (något > 4 nm), vilket tillåter detektering av signal från järnmatrisen (Fe0) under passiveringsskiktet. Provningsdjupet för X-PEEM för Fe (~6 nm)49 är faktiskt större än den uppskattade oxidationsskikttjockleken (något > 4 nm), vilket tillåter detektering av signal från järnmatrisen (Fe0) under passiveringsskiktet. Действительно, пробная глубина X-PEEM för Fe (~ 6 нм)49 mer, чем предполагаемая толщина слоя окисления (нетвисления (>), поч обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. I själva verket är sondens X-PEEM-djup för Fe (~6 nm)49 större än den antagna tjockleken på oxidationsskiktet (något >4 nm), vilket gör det möjligt att detektera signalen från järnmatrisen (Fe0) under passiveringsskiktet.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 nm）49 的检测深度大于估计的氧化层厚度漈镥讁臁臁入杋化层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 氧化层 氧化层 掚度 略 倵 略 煣> 4自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 号 信号 信号信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая толщина омногосина омногосина > ), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Faktum är att detekteringsdjupet av Fe (~6 nm) 49 av X-PEEM är större än den förväntade tjockleken på oxidskiktet (något > 4 nm), vilket tillåter detektering av signalen från järnmatrisen (Fe0) under passiveringsskiktet. .Olika kombinationer av Fe2+ och Fe3+ utfördes för att hitta bästa möjliga lösning för de observerade experimentella data.På fig.4b visar XAS-1-spektrumet för kombinationen av Fe2+ och Fe3+, där proportionerna av Fe2+ och Fe3+ var lika med cirka 45 %, vilket indikerar blandade oxidationstillstånd för Fe.Medan för XAS-2-spektrumet blir andelen Fe2+ och Fe3+ ~30 % respektive 60 %.Fe2+ ​​är mindre än Fe3+.Förhållandet Fe2+ till Fe3, lika med 1:2, betyder att Fe3O4 kan bildas i samma förhållande mellan Fe-joner.Dessutom, för XAS-3-spektrumet, blir andelen Fe2+ och Fe3+ ~10 % och 80 %, vilket indikerar en högre omvandling av Fe2+ till Fe3+.Som nämnts ovan kan Fe3+ komma från α-Fe2O3, γ-Fe2O3 eller Fe3O4.För att förstå den mest sannolika källan till Fe3+ plottades XAS-3-spektrumet med olika Fe3+-standarder i figur 4e, vilket visar likhet med båda standarderna när man överväger B-toppen.Intensiteten hos axeltopparna (A: från Fe2+) och B/A-intensitetsförhållandet indikerar dock att spektrumet för XAS-3 är nära, men inte sammanfaller med spektrumet för γ-Fe2O3.Jämfört med bulk y-Fe2O3 har Fe 2p XAS-toppen för A SDSS en något högre intensitet (Fig. 4e), vilket indikerar en högre intensitet av Fe2+.Även om spektrumet för XAS-3 liknar det för γ-Fe2O3, där Fe3+ är närvarande vid Oh- och Td-positionerna, är identifieringen av olika valenstillstånd och koordination endast längs L2,3-kanten eller L2/L3-intensitetsförhållandet föremål för pågående forskning.diskussion på grund av komplexiteten hos de olika faktorer som påverkar det slutliga spektrumet41.
Förutom de spektrala skillnaderna i det kemiska tillståndet för de valda regionerna av intresse som beskrivs ovan, bedömdes den globala kemiska heterogeniteten hos nyckelelementen Cr och Fe också genom att klassificera alla XAS-spektra som erhållits på provytan med hjälp av K-means-klustringsmetoden.Cr L-kantprofilerna bildar två rumsligt fördelade optimala kluster i de varmbearbetade och kallvalsade exemplaren som visas i Fig.5. Det är tydligt att inga lokala strukturella förändringar uppfattas som liknande, eftersom de två tyngdpunkterna i XAS Cr-spektra är jämförbara.Dessa spektrala former av de två klustren är nästan identiska med de som motsvarar Cr2O342, vilket innebär att Cr2O3-skikten är relativt jämnt fördelade på SDSS.
Cr L K betyder kantregionkluster och b är motsvarande XAS-centroider.Resultat av K-medel X-PEEM jämförelse av kallvalsad SDSS: c Cr L2.3 kantregion av K-medel kluster och d motsvarande XAS centroider.
För att illustrera mer komplexa FeL-kantkartor användes fyra och fem optimerade kluster och deras tillhörande centroider (spektrala profiler) för varmbearbetade respektive kallvalsade prover.Därför kan procenten (%) av Fe2+ och Fe3+ erhållas genom att montera LCF som visas i Fig.4.Pseudoelektrodpotentialen Epseudo som en funktion av FeO användes för att avslöja den mikrokemiska inhomogeniteten hos ytoxidfilmen.Epseudo uppskattas grovt av blandningsregeln,
där \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) är lika med \(\rm{Fe} + 2e^ – \ till \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 respektive 0,036 V.Regioner med lägre potential har ett högre innehåll av Fe3+-föreningen.Potentialfördelningen i termiskt deformerade prover har en skiktad karaktär med en maximal förändring av cirka 0,119 V (fig. 6a, b).Denna potentialfördelning är nära relaterad till yttopografin (fig. 6a).Inga andra positionsberoende förändringar i den underliggande laminära interiören observerades (Fig. 6b).Tvärtom, för kopplingen av olika oxider med olika halter av Fe2+ och Fe3+ i kallvalsad SDSS, kan man observera en olikformig natur av pseudopotentialen (fig. 6c, d).Fe3+-oxider och/eller (oxi)hydroxider är huvudbeståndsdelarna i rost i stål och är genomsläppliga för syre och vatten50.I detta fall anses öarna som är rika på Fe3+ vara lokalt fördelade och kan betraktas som korroderade områden.Samtidigt kan gradienten i potentialfältet, snarare än potentialens absoluta värde, användas som en indikator för lokalisering av aktiva korrosionsplatser.Denna ojämna fördelning av Fe2+ och Fe3+ på ytan av kallvalsad SDSS kan förändra den lokala kemin och ge en mer praktisk aktiv yta under nedbrytning av oxidfilm och korrosionsreaktioner, vilket gör att den underliggande metallmatrisen kan fortsätta att korrodera, vilket resulterar i intern heterogenitet.egenskaper och minskar det passiverande skiktets skyddande egenskaper.
K-betyder kluster och motsvarande XAS-centroider i Fe L2.3-kantområdet av varmdeformerad X-PEEM ac och df av kallvalsad SDSS.a, d K-betyder klusterdiagram överlagrade på X-PEEM-bilder.Den beräknade pseudoelektrodpotentialen (Epseudo) nämns tillsammans med K-means klusterdiagrammet.Ljusstyrkan hos X-PEEM-bilden, liksom färgen i Fig. 2, är proportionell mot röntgenabsorptionsintensiteten.
Relativt enhetlig Cr men olika kemiska tillstånd av Fe leder till olika oxidfilmskador och korrosionsmönster i varmbearbetad och kallvalsad Ce-2507.Denna egenskap hos kallvalsad Ce-2507 har studerats väl.När det gäller bildandet av oxider och hydroxider av Fe i den omgivande luften i detta nästan neutrala arbete, är reaktionerna följande:
Ovanstående reaktioner inträffar i följande scenarier baserat på X-PEEM-analys.En liten skuldra motsvarande Fe0 är associerad med det underliggande metalliska järnet.Reaktionen av metalliskt Fe med miljön resulterar i bildandet av ett Fe(OH)2-skikt (ekvation (5)), vilket förstärker Fe2+-signalen i Fe L-kant XAS.Långvarig exponering för luft kan resultera i bildning av Fe3O4- och/eller Fe2O3-oxider efter Fe(OH)252,53.Två stabila former av Fe, Fe3O4 och Fe2O3, kan också bildas i det Cr3+-rika skyddsskiktet, varav Fe3O4 föredrar en enhetlig och klibbig struktur.Närvaron av båda resulterar i blandade oxidationstillstånd (XAS-1-spektrum).XAS-2-spektrumet motsvarar huvudsakligen Fe3O4.Medan observationen av XAS-3-spektra på flera ställen indikerade fullständig omvandling till γ-Fe2O3.Eftersom penetrationsdjupet för de ovikta röntgenstrålarna är cirka 50 nm, resulterar signalen från det undre lagret i en högre intensitet av A-toppen.
XPA-spektrumet visar att Fe-komponenten i oxidfilmen har en skiktad struktur kombinerat med ett Cr-oxidskikt.I motsats till tecknen på passivering på grund av lokal inhomogenitet av Cr2O3 under korrosion, trots det enhetliga lagret av Cr2O3 i detta arbete, observeras låg korrosionsbeständighet i detta fall, särskilt för kallvalsade prover.Det observerade beteendet kan förstås som heterogeniteten i det kemiska oxidationstillståndet i det övre lagret (Fe), vilket påverkar korrosionsprestandan.På grund av samma stökiometri av det övre lagret (järnoxid) och det nedre lagret (kromoxid)52,53 leder bättre interaktion (vidhäftning) mellan dem till långsam transport av metall- eller syrejoner i gittret, vilket i sin tur leder till en ökning av korrosionsbeständigheten.Därför är ett kontinuerligt stökiometriskt förhållande, dvs ett oxidationstillstånd av Fe, att föredra framför plötsliga stökiometriska förändringar.Den värmedeformerade SDSS har en jämnare yta, ett tätare skyddsskikt och bättre korrosionsbeständighet.Medan för kallvalsad SDSS, förekomsten av Fe3+-rika öar under skyddsskiktet kränker ytans integritet och orsakar galvanisk korrosion med det närliggande substratet, vilket leder till ett kraftigt fall i Rp (tabell 1).EIS-spektrumet och dess korrosionsbeständighet reduceras.Man kan se att den lokala fördelningen av Fe3+-rika öar på grund av plastisk deformation främst påverkar korrosionsbeständigheten, vilket är ett genombrott i detta arbete.Således presenterar denna studie spektroskopiska mikroskopiska bilder av minskningen av korrosionsbeständigheten hos SDSS-prover studerade med plastisk deformationsmetoden.
Dessutom, även om legering av sällsynta jordartsmetaller i tvåfasstål visar bättre prestanda, förblir interaktionen av detta tillsatselement med den individuella stålmatrisen vad gäller korrosionsbeteende enligt spektroskopisk mikroskopi svåröverskådlig.Uppkomsten av Ce-signaler (via XAS M-kanter) uppträder endast på ett fåtal ställen under kallvalsning, men försvinner under varm deformation av SDSS, vilket indikerar lokal utfällning av Ce i stålmatrisen, snarare än homogen legering.Även om det inte avsevärt förbättrar de mekaniska egenskaperna hos SDSS6,7, minskar närvaron av sällsynta jordartsmetaller storleken på inneslutningarna och tros hämma gropbildning i den initiala regionen54.
Sammanfattningsvis avslöjar detta arbete effekten av ytheterogenitet på korrosionen av 2507 SDSS modifierad med cerium genom att kvantifiera det kemiska innehållet i komponenter i nanoskala.Vi svarar på frågan varför rostfritt stål korroderar även under ett skyddande oxidskikt genom att kvantifiera dess mikrostruktur, ytkemi och signalbehandling med hjälp av K-means klustring.Det har fastställts att öar rika på Fe3+, inklusive deras oktaedriska och tetraedriska koordination längs hela särdraget av blandad Fe2+/Fe3+, är källan till skada och korrosion av den kallvalsade oxidfilmen SDSS.Nanoöar dominerade av Fe3+ leder till dålig korrosionsbeständighet även i närvaro av ett tillräckligt stökiometriskt Cr2O3-passiveringsskikt.Förutom metodiska framsteg för att bestämma effekten av kemisk heterogenitet i nanoskala på korrosion, förväntas pågående arbete inspirera tekniska processer för att förbättra korrosionsbeständigheten hos rostfria stål under ståltillverkning.
För att förbereda Ce-2507 SDSS-götet som användes i denna studie, smältes en blandad sammansättning inklusive Fe-Ce-mästerlegering förseglad med ett rent järnrör i en 150 kg medelfrekvent induktionsugn för att producera smält stål och hälldes i en form.De uppmätta kemiska sammansättningarna (vikt%) anges i tilläggstabell 2. Tackor varmsmides först till block.Därefter glödgades den vid 1050°C under 60 minuter för att erhålla stål i tillståndet av en fast lösning, och kyldes sedan i vatten till rumstemperatur.De studerade proverna studerades i detalj med hjälp av TEM och DOE för att studera faser, kornstorlek och morfologi.Mer detaljerad information om prover och tillverkningsprocess finns i andra källor6,7.
Cylindriska prover (φ10 mm×15 mm) för varmkompression bearbetades så att cylinderaxeln var parallell med blockets deformationsriktning.Högtemperaturkompression utfördes vid olika temperaturer i intervallet 1000-1150°C med användning av en Gleeble-3800 termisk simulator vid en konstant töjningshastighet i intervallet 0,01-10 s-1.Innan deformationen upphettades proverna med en hastighet av 10 °C s-1 under 2 minuter vid en vald temperatur för att eliminera temperaturgradienten.Efter att ha uppnått temperaturlikformighet deformerades provet till ett verkligt töjningsvärde av 0,7.Efter deformation släcktes proverna omedelbart med vatten för att bevara den deformerade strukturen.Det härdade provet skärs sedan parallellt med kompressionsriktningen.För just denna studie valde vi ett prov med ett hettöjningsförhållande på 1050°C, 10 s-1 eftersom den observerade mikrohårdheten var högre än andra prover7.
Massiva (80 × 10 × 17 mm3) prover av den fasta lösningen Ce-2507 användes i en LG-300 trefas asynkron tvåvalskvarn med de bästa mekaniska egenskaperna bland alla andra deformationsnivåer6.Töjningshastigheten och tjockleksminskningen för varje bana är 0,2 m·s-1 respektive 5 %.
En Autolab PGSTAT128N elektrokemisk arbetsstation användes för SDSS elektrokemiska mätningar efter kallvalsning till en 90% minskning i tjocklek (1,0 ekvivalent sann töjning) och efter varmpressning vid 1050°C i 10 s-1 till en sann töjning på 0,7.Arbetsstationen har en cell med tre elektroder med en mättad kalomelelektrod som referenselektrod, en grafitmotelektrod och ett SDSS-prov som arbetselektrod.Proverna skars till cylindrar med en diameter av 11,3 mm, på vars sidor koppartrådar löddes.Proverna fixerades sedan med epoxi, vilket lämnade en öppen arbetsyta på 1 cm2 som arbetselektrod (undersidan av det cylindriska provet).Var försiktig under härdning av epoxin och efterföljande slipning och polering för att undvika sprickbildning.Arbetsytorna slipades och polerades med en diamantpoleringssuspension med en partikelstorlek på 1 μm, tvättades med destillerat vatten och etanol och torkades i kall luft.Före elektrokemiska mätningar exponerades de polerade proverna för luft i flera dagar för att bilda en naturlig oxidfilm.En vattenlösning av FeCl3 (6,0 vikt%), stabiliserad till pH = 1,0 ± 0,01 med HCl enligt ASTM rekommendationer, används för att påskynda korrosionen av rostfritt stål55 eftersom det är korrosivt i närvaro av kloridjoner med en stark oxiderande förmåga och lågt pH Miljöstandarder G48 och A923.Sänk ner provet i testlösningen i 1 timme för att nå nästan stabilt tillstånd innan du gör några mätningar.För fastlösning, varmformade och kallvalsade prover utfördes impedansmätningar vid öppen kretspotential (OPC) på 0,39, 0,33 respektive 0,25 V, i frekvensområdet från 1 105 till 0,1 Hz med en amplitud på 5 mV.Alla kemiska tester upprepades minst 3 gånger under samma förhållanden för att säkerställa datareproducerbarhet.
För HE-SXRD-mätningar mättes rektangulära duplexstålblock med måtten 1 × 1 × 1,5 mm3 för att kvantifiera strålfassammansättningen hos en Brockhouse-högenergi-wiggler vid CLS, Kanada56.Datainsamlingen utfördes i Debye-Scherrer-geometri eller transmissionsgeometri vid rumstemperatur.Röntgenvåglängden kalibrerad med LaB6-kalibratorn är 0,212561 Å, vilket motsvarar 58 keV, vilket är mycket högre än den för Cu Ka (8 keV) som vanligtvis används som en laboratorieröntgenkälla.Provet placerades på ett avstånd av 740 mm från detektorn.Detektionsvolymen för varje prov är 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, vilket bestäms av strålens storlek och provtjocklek.Alla data samlades in med användning av en Perkin Elmer-områdesdetektor, platt röntgendetektor, 200 µm pixlar, 40×40 cm2 med en exponeringstid på 0,3 s och 120 bilder.
X-PEEM-mätningar av två utvalda modellsystem utfördes vid ändstationen Beamline MAXPEEM PEEM i MAX IV-laboratoriet (Lund, Sverige).Prover preparerades på samma sätt som för elektrokemiska mätningar.De preparerade proverna hölls i luft i flera dagar och avgasades i en ultrahögvakuumkammare innan de bestrålades med synkrotronfotoner.Strålslinjens energiupplösning erhölls genom att mäta jonutbytesspektrumet i excitationsområdet från n 1 s till 1 \ (\ pi _g^ \ ast \) nära HV = 401 eV i n2 med beroendet av den fotonenergin på E3/2, 57. ANMÄRKNINGSPRECTRA gav ΔE (bredd av spektralt line) i den uppmätta energi -sortimentet. Därför uppskattades strållinjeenergiupplösningen vara E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 och flöde ≈1012 ph/s genom att använda en modifierad SX-700 monokromator med ett Si 1200-linje mm−1-gitter för Fe 2p L2,32 edge, Cr 2,32 edge, Cr 2,32 edge, C 4,5 kant. Därför uppskattades strållinjeenergiupplösningen till E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 och flöde ≈1012 ph/s genom att använda en modifierad SX-700 monokromator med ett Si 1200-linjers mm−1-gitter för Fe 2p L2.32-kanten, C. L2.32-kanten och C. L2.32-kanten. 4,5 kant. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ эВи 2000/2 по10ки > 20000ки использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, 3кромка L2,3, 2крок L2,3,2,2,3,2,3,2 и кромка Ce M4,5. Strålkanalens energiupplösning uppskattades således till E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 och flöde ≈1012 f/s med användning av en modifierad SX-700 monokromator med ett Si-gitter på 1200 linjer/mm för Fe edge 2p L2 ,2p2 edge 2p L2 ,2p2 edge 2p L2 ,2p2 edge , C. 4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈扈1012估 ph/s＿锇稇通i 稿通i 稿通i 0.2艚i mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缌 、5 边缌因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 扈1012 PH/S 带 ， 0 1012 PH/S ， 0 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 蘼 2p L2.3 徒Ce M4.5 边缘.Således, vid användning av en modifierad SX-700 monokromator med ett 1200 linjers Si-gitter.3, Cr-kant 2p L2.3, Ni-kant 2p L2.3 och Ce-kant M4.5.Skanna fotonenergi i steg om 0,2 eV.Vid varje energi spelades PEEM-bilder in med hjälp av en TVIPS F-216 fiberkopplad CMOS-detektor med 2 x 2 fack, som ger en upplösning på 1024 × 1024 pixlar i ett 20 µm synfält.Exponeringstiden för bilderna var 0,2 s, i genomsnitt 16 bilder.Fotoelektronbildenergin väljs på ett sådant sätt att den tillhandahåller den maximala sekundära elektronsignalen.Alla mätningar utfördes vid normal infallsvinkel med användning av en linjärt polariserad fotonstråle.Mer information om mätningar finns i en tidigare studie.Efter att ha studerat detektionsläget för totalt elektronutbyte (TEY) och dess tillämpning i X-PEEM49, uppskattas försöksdjupet för denna metod vara cirka 4-5 nm för Cr-signalen och cirka 6 nm för Fe.Cr-djupet är mycket nära oxidfilmens tjocklek (~4 nm)60,61 medan Fe-djupet är större än tjockleken.XRD uppsamlad vid kanten av Fe L är en blandning av XRD av järnoxider och Fe0 från matrisen.I det första fallet kommer intensiteten hos de emitterade elektronerna från alla möjliga typer av elektroner som bidrar till TEY.En ren järnsignal kräver dock högre kinetisk energi för att elektronerna ska passera genom oxidskiktet till ytan och samlas upp av analysatorn.I detta fall beror Fe0-signalen huvudsakligen på LVV Auger-elektroner, såväl som sekundära elektroner som emitteras av dem.Dessutom avtar TEY-intensiteten som dessa elektroner bidrar med under elektronflyktvägen, vilket ytterligare minskar Fe0-spektralresponsen i järn XAS-kartan.
Att integrera datautvinning i en datakub (X-PEEM-data) är ett nyckelsteg för att extrahera relevant information (kemiska eller fysikaliska egenskaper) i ett flerdimensionellt tillvägagångssätt.K-means klustring används i stor utsträckning inom flera områden, inklusive maskinseende, bildbehandling, oövervakad mönsterigenkänning, artificiell intelligens och klassificeringsanalys.Till exempel har K-means klustring fungerat bra vid klustring av hyperspektral bilddata.I princip, för multifunktionsdata, kan K-means-algoritmen enkelt gruppera dem baserat på information om deras attribut (fotonenergiegenskaper).K-means kluster är en iterativ algoritm för att dela upp data i K icke-överlappande grupper (kluster), där varje pixel tillhör ett specifikt kluster beroende på den rumsliga fördelningen av kemisk inhomogenitet i stålets mikrostruktursammansättning.K-medelalgoritmen inkluderar två steg: i det första steget beräknas K centroider och i det andra steget tilldelas varje punkt ett kluster med angränsande centroider.Tyngdpunkten för ett kluster definieras som det aritmetiska medelvärdet av datapunkterna (XAS-spektrum) för det klustret.Det finns olika avstånd för att definiera närliggande centroider som euklidiskt avstånd.För en ingångsbild av px,y (där x och y är upplösningen i pixlar), är CK klustrets tyngdpunkt;denna bild kan sedan segmenteras (klustras) i K-kluster med hjälp av K-means63.De sista stegen i K-means-klustringsalgoritmen är:
Steg 2. Beräkna medlemskapet för alla pixlar enligt den aktuella tyngdpunkten.Till exempel beräknas det från det euklidiska avståndet d mellan mitten och varje pixel:
Steg 3 Tilldela varje pixel till närmaste tyngdpunkt.Beräkna sedan om K-tyngdpunktspositionerna enligt följande:
Steg 4. Upprepa processen (ekvationerna (7) och (8)) tills tyngdpunkterna konvergerar.De slutliga klustringskvalitetsresultaten är starkt korrelerade med det bästa valet av initiala centroider.För PEEM-datastrukturen för stålbilder är X (x × y × λ) typiskt en kub av 3D-matrisdata, medan x- och y-axlarna representerar rumslig information (pixelupplösning) och λ-axeln motsvarar en foton.energispektral bild.K-means-algoritmen används för att utforska områden av intresse i X-PEEM-data genom att separera pixlar (kluster eller delblock) enligt deras spektrala egenskaper och extrahera de bästa tyngdpunkterna (XAS-spektrala profiler) för varje analyt.klunga).Den används för att studera rumsfördelning, lokala spektrala förändringar, oxidationsbeteende och kemiska tillstånd.Till exempel användes K-means-klustringsalgoritmen för Fe L-kant- och Cr L-kantregioner i varmbearbetad och kallvalsad X-PEEM.Olika antal K-kluster (regioner med mikrostruktur) testades för att hitta de optimala klustren och tyngdpunkterna.När dessa siffror visas omfördelas pixlarna till motsvarande klustercentroider.Varje färgfördelning motsvarar mitten av klustret, och visar det rumsliga arrangemanget av kemiska eller fysiska objekt.De extraherade centroiderna är linjära kombinationer av rena spektra.
Data som stöder resultaten av denna studie är tillgängliga på rimlig begäran från respektive WC-författare.
Sieurin, H. & Sandström, R. Brottseghet hos ett svetsat duplext rostfritt stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Brottseghet hos ett svetsat duplext rostfritt stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Brottseghet av svetsat duplext rostfritt stål. Sieurin, H. & Sandström, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandstrom, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Sieurin, H. & Sandström, R. Brottseghet hos svetsade duplexa rostfria stål.Britannia.Bråkdel.päls.73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Korrosionsbeständighet hos duplexa rostfria stål i utvalda organiska syror och organisk syra/kloridmiljö. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Korrosionsbeständighet hos duplexa rostfria stål i utvalda organiska syror och organisk syra/kloridmiljö.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.och Van Der Merwe, J. Korrosionsbeständighet hos duplexa rostfria stål i miljöer med vissa organiska syror och organiska syror/klorider. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相rostfritt stål在特定的organisk酸和organisk酸/klorerad miljö的耐过性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.och Van Der Merwe, J. Korrosionsbeständighet hos duplexa rostfria stål i utvalda miljöer av organiska syror och organiska syror/klorider.konserveringsmedel.Material Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al.Korrosionsoxidativt beteende hos Fe-Al-Mn-C duplexlegeringar.Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Ny generation av superduplexstål för utrustningsgas- och oljeproduktion. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Ny generation av superduplexstål för utrustningsgas- och oljeproduktion.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Ny generation av superduplexstål för olje- och gasproduktionsutrustning.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Ny generation av superduplexstål för gas- och oljeproduktionsutrustning.Webbseminarium E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Undersökning av hetdeformationsbeteende hos duplext rostfritt stål, kvalitet 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Undersökning av hetdeformationsbeteende hos duplext rostfritt stål, kvalitet 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. En studie av hetdeformationsbeteende av typ 2507 duplex rostfritt stål.Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究。Kingklang, S. och Utaisansuk, V. Undersökning av hetdeformationsbeteendet hos typ 2507 duplex rostfritt stål.Metall.alma mater.Trans.48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al.Effekt av kontrollerad kallvalsning på mikrostrukturen och mekaniska egenskaper hos ceriummodifierat superduplex SAF 2507 rostfritt stål.alma mater.vetenskapen.Britannia.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al.Strukturella och mekaniska egenskaper inducerade av termisk deformation av ceriummodifierat superduplex SAF 2507 rostfritt stål.J. Alma mater.lagringstank.teknologi.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effekt av sällsynta jordartsmetaller på högtemperaturoxidationsbeteende hos austenitiskt stål. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effekt av sällsynta jordartsmetaller på högtemperaturoxidationsbeteende hos austenitiskt stål.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. och Zheng K. Inverkan av sällsynta jordartsmetaller på beteendet hos austenitiskt stål under högtemperaturoxidation. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. och Zheng K. Inverkan av sällsynta jordartsmetaller på beteendet hos austenitiska stål vid högtemperaturoxidation.koros.vetenskapen.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekter av Ce på mikrostrukturen och egenskaperna hos 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritiska rostfria stål. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekter av Ce på mikrostrukturen och egenskaperna hos 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritiska rostfria stål.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. och Sun S. Inverkan av Se på mikrostrukturen och egenskaperna hos superferritiska rostfria stål 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能嚄和性能嚄和性能的和 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekt av Ce på mikrostrukturen och egenskaperna hos 27Cr-3.8Mo-2Ni super-stål rostfritt stål. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеющей стали 3,7C. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekt av Ce på mikrostruktur och egenskaper hos superferritiskt rostfritt stål 27Cr-3,8Mo-2Ni.Järnskylt.Steelmak 47, 67–76 (2020).