Дякуємо за відвідування Nature.com. Версія браузера, яку ви використовуєте, має обмежену підтримку CSS. Для найкращого досвіду рекомендуємо використовувати оновлений браузер (або вимкнути режим сумісності в Internet Explorer). Тим часом, щоб забезпечити постійну підтримку, ми відображатимемо сайт без стилів та JavaScript.
Широко використовувана нержавіюча сталь та її ковані версії стійкі до корозії в навколишніх умовах завдяки пасиваційному шару, що складається з оксиду хрому. Корозія та ерозія сталі традиційно пов'язані з руйнуванням цих шарів, але рідко на мікроскопічному рівні, залежно від походження неоднорідності поверхні. У цій роботі нанорозмірна хімічна гетерогенність поверхні, виявлена ​​за допомогою спектроскопічної мікроскопії та хемометричного аналізу, несподівано домінує в розкладанні та корозії холоднокатаної модифікованої церієм супердуплексної нержавіючої сталі 2507 (SDSS) під час її гарячої деформації. з іншого боку. Хоча рентгенівська фотоелектронна мікроскопія показала відносно рівномірне покриття природного шару Cr2O3, холоднокатана SDSS показала погані результати пасивації через локалізований розподіл наноострівців, багатих на Fe3+, на шарі оксиду Fe/Cr. Ці знання на атомному рівні забезпечують глибоке розуміння корозії нержавіючої сталі та, як очікується, допоможуть боротися з корозією подібних високолегованих металів.
З моменту винаходу нержавіючої сталі корозійна стійкість ферохромових сплавів пояснюється хромом, який утворює сильний оксид/оксигідроксид, що проявляє пасивувальні властивості в більшості середовищ. Порівняно зі звичайними (аустенітними та феритними) нержавіючими сталями, супердуплексні нержавіючі сталі (SDSS) з кращою корозійною стійкістю мають чудові механічні властивості1,2,3. Підвищена механічна міцність дозволяє створювати легші та компактніші конструкції. Навпаки, економічна SDSS має високу стійкість до точкової та щілинної корозії, що призводить до тривалішого терміну служби та ширшого застосування в боротьбі із забрудненням, хімічних контейнерах та морській нафтогазовій промисловості4. Однак вузький діапазон температур термічної обробки та погана формуваність перешкоджають її широкому практичному застосуванню. Тому SDSS було модифіковано для покращення вищезазначених властивостей. Наприклад, модифікація Ce та високі додавання N 6, 7, 8 були введені в 2507 SDSS (Ce-2507). Відповідна концентрація 0,08 мас.% рідкоземельного елемента (Ce) позитивно впливає на механічні властивості DSS, оскільки покращує подрібнення зерен та міцність на межах зерен. Також покращилися зносостійкість та корозійна стійкість, міцність на розрив та межа текучості, а також оброблюваність у гарячому стані9. Велика кількість азоту може замінити дорогий нікель, що робить SDSS більш економічно ефективним10.
Нещодавно SDSS пластично деформували за різних температур (низької, холодної та гарячої) для досягнення чудових механічних властивостей6,7,8. Однак чудова корозійна стійкість SDSS зумовлена ​​наявністю тонкої оксидної плівки на поверхні, на яку впливає багато факторів, таких як наявність багатьох фаз з різними межами зерен, небажані осади та різні реакції. Внутрішня неоднорідна мікроструктура різних аустенітних та феритних фаз деформується7. Тому вивчення мікродоменних властивостей таких плівок на рівні електронної структури має вирішальне значення для розуміння корозії SDSS та вимагає складних експериментальних методів. Дотепер поверхнево-чутливі методи, такі як оже-електронна спектроскопія11 та рентгенівська фотоелектронна спектроскопія12,13,14,15, а також система жорсткого рентгенівського фотоелектронного фотоелектрона, розрізняють, але часто не можуть розділити, хімічні стани одного й того ж елемента в різних точках простору на нанорівні. Кілька недавніх досліджень пов'язали локальне окислення хрому зі спостережуваною корозійною поведінкою 17 аустенітних нержавіючих сталей, 18 мартенситних нержавіючих сталей та SDSS 19, 20. Однак ці дослідження в основному зосереджувалися на впливі гетерогенності Cr (наприклад, ступеня окислення Cr3+) на корозійну стійкість. Латеральна гетерогенність ступенів окислення елементів може бути спричинена різними сполуками з однаковими складовими елементами, такими як оксиди заліза. Ці сполуки успадковують термомеханічно оброблений малий розмір, що щільно прилягає один до одного, але відрізняються за складом та ступенем окислення 16, 21. Тому виявлення руйнування оксидних плівок, а потім пітингу вимагає розуміння неоднорідності поверхні на мікроскопічному рівні. Незважаючи на ці вимоги, кількісні оцінки, такі як латеральна гетерогенність окислення, особливо заліза на нано/атомному рівні, все ще відсутні, і їх значення для корозійної стійкості залишається невивченим. Донедавна хімічний стан різних елементів, таких як Fe та Ca, кількісно описувався на сталевих зразках за допомогою м'якої рентгенівської фотоелектронної мікроскопії (X-PEEM) у нанорозмірних синхротронних установках випромінювання. У поєднанні з хімічно чутливими методами рентгенівської абсорбційної спектроскопії (XAS), X-PEEM дозволяє проводити XAS-вимірювання з високою просторовою та спектральною роздільною здатністю, надаючи хімічну інформацію про елементний склад та його хімічний стан з просторовою роздільною здатністю аж до нанометрового масштабу 23. Це спектроскопічне спостереження місця ініціації під мікроскопом полегшує проведення локальних хімічних експериментів і може просторово продемонструвати раніше не досліджені хімічні зміни в шарі Fe.
Це дослідження розширює переваги PEEM у виявленні хімічних відмінностей на нанорівні та пропонує проникливий метод аналізу поверхні на атомному рівні для розуміння корозійної поведінки Ce-2507. Він використовує дані кластерної хемометрії K-середніх24 для картування глобального хімічного складу (гетерогенності) елементів, що беруть участь, з представленням їх хімічних станів у статистичному представленні. На відміну від традиційного випадку корозії, спричиненої руйнуванням плівки оксиду хрому, поточна погана пасивація та низька корозійна стійкість пояснюються локалізованими багатими на Fe3+ наноострівцями поблизу шару оксиду Fe/Cr, що може бути результатом захисних оксидів. У місці руйнування утворюється плівка, яка викликає корозію.
Корозійну поведінку деформованого SDSS 2507 вперше оцінили за допомогою електрохімічних вимірювань. На рис. 1 показано криві Найквіста та Боде для вибраних зразків у кислих (pH = 1) водних розчинах FeCl3 за кімнатної температури. Вибраний електроліт діє як сильний окислювач, характеризуючи тенденцію пасиваційної плівки до руйнування. Хоча матеріал не зазнав стабільної точкової коррозії за кімнатної температури, ці аналізи дали уявлення про потенційні випадки руйнування та посткорозійні процеси. Еквівалентну схему (рис. 1d) було використано для апроксимації спектрів електрохімічної імпедансної спектроскопії (EIS), а відповідні результати апроксимації наведено в таблиці 1. Неповні півкола з'являлися під час випробування зразків, оброблених розчином та гаряче накатаних, тоді як відповідні стиснуті півкола були холоднокатаними (рис. 1b). У спектрі EIS радіус півкола можна розглядати як поляризаційний опір (Rp)25,26. Значення Rp для обробленого твердим сплавом SDSS у таблиці 1 становить близько 135 кОм см-2, проте для гарячекатаного та холоднокатаного SDSS ми бачимо значно нижчі значення - 34,7 та 2,1 кОм см-2 відповідно. Це значне зниження Rp вказує на негативний вплив пластичної деформації на пасивацію та корозійну стійкість, як показано в попередніх звітах 27, 28, 29, 30.
a Діаграми імпедансу Найквіста, b, c Діаграми Боде та фази, а також модель еквівалентної схеми для d, де RS – опір електроліту, Rp – поляризаційний опір, а QCPE – оксид елемента постійної фази, який використовується для моделювання неідеальної ємності (n). Вимірювання EIS проводилися при потенціалі холостого ходу.
Константи першого порядку показано на діаграмі Боде, а високочастотне плато відображає опір електроліту RS26. Зі зменшенням частоти імпеданс збільшується, і виявляється негативний фазовий кут, що вказує на домінування ємності. Фазовий кут збільшується, зберігаючи своє максимальне значення у відносно широкому діапазоні частот, а потім зменшується (рис. 1c). Однак у всіх трьох випадках це максимальне значення все ще менше 90°, що вказує на неідеальну ємнісну поведінку через ємнісну дисперсію. Таким чином, постійний фазовий елемент (CPE) QCPE використовується для представлення розподілу міжфазної ємності, отриманого з шорсткості або неоднорідності поверхні, особливо з точки зору атомного масштабу, фрактальної геометрії, пористості електрода, неоднорідного потенціалу та розподілу струму, що залежить від поверхні. Геометрія електрода31,32. Імпеданс CPE:
де j – уявне число, а ω – кутова частота. QCPE – це частотно-незалежна константа, пропорційна активній відкритій площі електроліту. n – безрозмірне степеневе число, яке описує відхилення від ідеальної ємнісної поведінки конденсатора, тобто чим ближче n до 1, тим ближче CPE до чистої ємності, а якщо n близько до нуля, то це опір. Невелике відхилення n, близьке до 1, вказує на неідеальну ємнісну поведінку поверхні після поляризаційних випробувань. QCPE холоднокатаного SDSS значно вищий, ніж у аналогічних виробів, що означає, що якість поверхні менш однорідна.
Відповідно до більшості властивостей корозійної стійкості нержавіючих сталей, відносно високий вміст Cr у SDSS зазвичай призводить до вищої корозійної стійкості SDSS завдяки наявності пасивної захисної оксидної плівки на поверхні17. Ця пасивуюча плівка зазвичай багата на оксиди та/або гідроксиди Cr3+, переважно інтегруючи оксиди Fe2+, Fe3+ та/або (окси)гідроксиди33. Незважаючи на однакову однорідність поверхні, пасивуючий оксидний шар та відсутність видимих ​​руйнування на поверхні, що визначається мікроскопічними зображеннями,6,7 корозійна поведінка гарячекатаних та холоднокатаних SDSS відрізняється і тому вимагає поглибленого вивчення деформаційної мікроструктури та структурних характеристик сталі.
Мікроструктуру деформованої нержавіючої сталі було кількісно досліджено за допомогою внутрішнього та синхротронного високоенергетичного рентгенівського випромінювання (Додаткові рисунки 1, 2). Детальний аналіз наведено в Додатковій інформації. Хоча це здебільшого відповідає типу основної фази, були виявлені відмінності в об'ємних частках фаз, які наведено в Додатковій таблиці 1. Різниця може бути пов'язана з гетерогенною фазовою фракцією на поверхні та об'ємною часткою (XRD), що підлягає різній глибині детектування за допомогою рентгенівської дифракції з різними джерелами енергії падаючих фотонів. Відносно вища частка аустеніту в холоднокатаних зразках, визначена за допомогою XRD з лабораторного джерела, вказує на кращу пасивацію та, відповідно, кращу корозійну стійкість35, тоді як більш точні та статистичні результати вказують на протилежні тенденції у пропорціях фаз. Крім того, корозійна стійкість сталі також залежить від ступеня подрібнення зерна, зменшення розміру зерна, збільшення мікродеформацій та щільності дислокацій, що виникають під час термомеханічної обробки36,37,38. Гарячеоброблені зразки демонструють більш зернистий характер, що свідчить про зерна мікронного розміру, тоді як гладкі кільця, що спостерігаються у холоднокатаних зразках (Додатковий рис. 3), вказують на значне подрібнення зерен до нанорозміру в попередній роботі6, що повинно сприяти пасивації плівки, утворенню та підвищенню корозійної стійкості. Вища щільність дислокацій зазвичай пов'язана з нижчою стійкістю до точкової утворення, що добре узгоджується з електрохімічними вимірюваннями.
Зміни хімічних станів мікродоменів елементарних елементів систематично вивчалися за допомогою X-PEEM. Незважаючи на велику кількість легуючих елементів, тут були обрані Cr, Fe, Ni та Ce39, оскільки Cr є ключовим елементом для формування пасиваційної плівки, Fe є основним елементом у сталі, а Ni посилює пасивацію та балансує феритно-аустенітну фазову структуру та має на меті модифікацію Ce. Регулюючи енергію синхротронного випромінювання, поверхневе покриття RAS мало основними характеристиками Cr (край L2.3), Fe (край L2.3), Ni (край L2.3) та Ce (край M4.5). Гаряче формування та холодне прокатка Ce-2507 SDSS. Відповідний аналіз даних було проведено шляхом включення енергетичного калібрування з опублікованими даними (наприклад, XAS 40, 41 на Fe L2, 3 краї).
На рис. 2 показано зображення X-PEEM гарячеобробленого (рис. 2a) та холоднокатаного (рис. 2d) Ce-2507 SDSS та відповідні краї XAS Cr та Fe L2,3 в окремо позначених місцях. Край L2,3 XAS зондує незайняті 3d-стани після фотозбудження електронами на рівнях спін-орбітального розщеплення 2p3/2 (край L3) та 2p1/2 (край L2). Інформація про валентний стан Cr була отримана з XAS на краю L2,3 на рис. 2b, e. Порівняння з judges.42,43 показало, що поблизу краю L3 спостерігалися чотири піки, названі A (578,3 еВ), B (579,5 еВ), C (580,4 еВ) та D (582,2 еВ), що відображають октаедричний Cr3+, що відповідає іону Cr2O3. Експериментальні спектри узгоджуються з теоретичними розрахунками, наведеними на панелях b та e, отриманими в результаті багаторазових розрахунків кристалічного поля на межі розділу Cr L2.3 з використанням кристалічного поля 2,0 еВ44. Обидві поверхні гарячекатаного та холоднокатаного SDSS покриті відносно рівномірним шаром Cr2O3.
a) теплове зображення X-PEEM термічно деформованого SDSS, що відповідає b краю Cr L2.3 та c краю Fe L2.3, d) теплове зображення X-PEEM холоднокатаного SDSS, що відповідає e краю Cr L2.3 та f краю Fe L2.3 (f). Спектри XAS побудовані в різних просторових положеннях, позначених на теплових зображеннях (a, d), помаранчеві пунктирні лінії в (b) та (e) представляють змодельовані спектри XAS Cr3+ зі значенням кристалічного поля 2,0 еВ. Для зображень X-PEEM використовуйте теплову палітру для покращення читабельності зображення, де кольори від синього до червоного пропорційні інтенсивності рентгенівського поглинання (від низького до високого).
Незалежно від хімічного середовища цих металевих елементів, хімічний стан добавок легуючих елементів Ni та Ce для обох зразків залишався незмінним. Додаткове креслення. На рисунках 5-9 показано зображення X-PEEM та відповідні спектри XAS для Ni та Ce в різних положеннях на поверхні гарячеоброблених та холоднокатаних зразків. Ni XAS показує стани окислення Ni2+ по всій виміряній поверхні гарячеоброблених та холоднокатаних зразків (Додаткове обговорення). Слід зазначити, що у випадку гарячеоброблених зразків сигнал XAS Ce не спостерігався, тоді як у випадку холоднокатаних зразків спостерігався спектр Ce3+. Спостереження плям Ce у холоднокатаних зразках показало, що Ce переважно з'являється у вигляді осадів.
У термічно деформованому SDSS не спостерігалося локальних структурних змін у XAS на краю Fe L2,3 (рис. 2c). Однак, матриця Fe мікрорегіонально змінює свій хімічний стан у семи випадково вибраних точках холоднокатаного SDSS, як показано на рис. 2f. Крім того, щоб отримати точне уявлення про зміни стану Fe у вибраних місцях на рис. 2f, були проведені локальні дослідження поверхні (рис. 3 та додатковий рис. 10), в яких були вибрані менші кругові області. Спектри XAS краю Fe L2,3 систем α-Fe2O3 та октаедричних оксидів Fe2+ були змодельовані за допомогою кількох розрахунків кристалічного поля з використанням кристалічних полів 1,0 (Fe2+) та 1,0 (Fe3+)44. Зазначимо, що α-Fe2O3 та γ-Fe2O3 мають різні локальні симетрії45,46, Fe3O4 має комбінацію як Fe2+, так і Fe3+,47, а FeO45 є формально двовалентним оксидом Fe2+ (3d6). Зазначимо, що α-Fe2O3 та γ-Fe2O3 мають різні локальні симетрії45,46, Fe3O4 має комбінацію як Fe2+, так і Fe3+,47, а FeO45 є формально двовалентним оксидом Fe2+ (3d6).Зауважте, що α-Fe2O3 та γ-Fe2O3 мають різні локальні симетрії45,46, Fe3O4 поєднує як Fe2+, так і Fe3+,47 а FeO45 у формі формально двовалентного оксиду Fe2+ (3d6).Зауважте, що α-Fe2O3 та γ-Fe2O3 мають різні локальні симетрії45,46, Fe3O4 має комбінацію Fe2+ та Fe3+,47 а FeO45 діє як формальний двовалентний оксид Fe2+ (3d6). Всі іони Fe3+ в α-Fe2O3 мають лише позиції Oh, тоді як γ-Fe2O3 зазвичай представлений шпінеллю Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 з вакансіями в позиціях eg. Отже, іони Fe3+ в γ-Fe2O3 мають як позиції Td, так і позиції Oh. Як згадувалося в попередній статті45, хоча співвідношення інтенсивностей цих двох іонів різне, їхнє співвідношення інтенсивностей eg/t2g становить ≈1, тоді як у цьому випадку спостережуване співвідношення інтенсивностей eg/t2g становить близько 1. Це виключає можливість того, що в поточній ситуації присутній лише Fe3+. Розглядаючи випадок Fe3O4 з Fe2+ та Fe3+, перша особливість, яка, як відомо, має слабший (сильніший) край L3 для Fe, вказує на меншу (більшу) кількість незайнятих станів t2g. Це стосується Fe2+ (Fe3+), що показує, що перша особливість збільшення вказує на збільшення вмісту Fe2+47. Ці результати показують, що співіснування Fe2+ та γ-Fe2O3, α-Fe2O3 та/або Fe3O4 домінує на холоднокатаній поверхні композитів.
Збільшені фотоелектронні тепловізійні зображення спектрів XAS (a, c) та (b, d), що перетинають край Fe L2,3 у різних просторових положеннях у вибраних областях 2 та E на рис. 2d.
Отримані експериментальні дані (рис. 4a та додатковий рис. 11) нанесені на графік та порівняні з даними для чистих сполук 40, 41, 48. Три різні типи експериментально спостережуваних спектрів XAS з L-краєм Fe (XAS-1, XAS-2 та XAS-3: рис. 4a). Зокрема, спектр 2-a (позначений як XAS-1) на рис. 3b, а потім спектр 2-b (позначений як XAS-2) спостерігалися по всій області детектування, тоді як спектри, подібні до E-3, що спостерігалися на рисунку 3d (позначений як XAS-3), спостерігалися в певних місцях. Як правило, для ідентифікації існуючих валентних станів у досліджуваному зразку використовувалися чотири параметри: (1) спектральні характеристики L3 та L2, (2) енергетичні положення характеристик L3 та L2, (3) різниця енергій L3-L2, (4) співвідношення інтенсивностей L2/L3. Згідно з візуальними спостереженнями (рис. 4a), на досліджуваній поверхні SDSS присутні всі три компоненти Fe, а саме Fe0, Fe2+ та Fe3+. Розраховане співвідношення інтенсивності L2/L3 також вказувало на присутність усіх трьох компонентів.
a Змодельовані XAS-спектри Fe з трьома різними спостережуваними експериментальними даними (суцільні лінії XAS-1, XAS-2 та XAS-3 відповідають 2-a, 2-b та E-3 на рис. 2 та 3). Порівняння. Октаедри Fe2+, Fe3+ зі значеннями кристалічного поля 1,0 еВ та 1,5 еВ відповідно, експериментальні дані, виміряні за допомогою bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) та відповідні оптимізовані дані LCF (суцільна чорна лінія), а також у вигляді XAS-3 спектрів зі стандартами Fe3O4 (змішаний стан Fe) та Fe2O3 (чистий Fe3+).
Для кількісного визначення складу оксиду заліза було використано лінійну комбінаційну апроксимацію (LCF) трьох стандартів 40, 41, 48. LCF було реалізовано для трьох вибраних спектрів XAS з L-краєм Fe, які демонструють найвищий контраст, а саме XAS-1, XAS-2 та XAS-3, як показано на рис. 4b–d. Для апроксимації LCF у всіх випадках враховувалось 10% Fe0, оскільки ми спостерігали невеликий виступ у всіх даних, а також тому, що металеве залізо є основним компонентом сталі. Дійсно, глибина випробування X-PEEM для Fe (~6 нм)49 більша за розрахункову товщину окислювального шару (трохи > 4 нм), що дозволяє виявляти сигнал від залізної матриці (Fe0) під пасиваційним шаром. Дійсно, глибина випробування X-PEEM для Fe (~6 нм)49 більша за розрахункову товщину окислювального шару (трохи > 4 нм), що дозволяє виявляти сигнал від залізної матриці (Fe0) під пасиваційним шаром. Фактично, пробна глибина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 більша, ніж передбачувана товщина шару окислення (незначно > 4 нм), що дозволяє виявити сигнал від залізної матриці (Fe0) під пасивним шаром. Дійсно, глибина зондування X-PEEM для Fe (~6 нм)49 більша за передбачувану товщину окислювального шару (трохи >4 нм), що дозволяє виявити сигнал від залізної матриці (Fe0) під пасиваційним шаром.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 нм）49 的检测深度大于估计的氧化层厚度（略> 4 нм，，允许检测来自钝化层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 нм） 49 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略> 4 нм） 允许 检测来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号信号 信号 信号Фактично, глибина виявлення Fe (~ 6 нм) 49 з X-PEEM більша, ніж передбачувана товщина оксидного шару (незначно за допомогою > 4 нм), що дозволяє відтворювати сигнал від залізної матриці (Fe0) нижче пасивного шару. Фактично, глибина виявлення Fe (~6 нм) 49 за допомогою X-PEEM більша за очікувану товщину оксидного шару (трохи > 4 нм), що дозволяє виявляти сигнал від залізної матриці (Fe0) під пасиваційним шаром. .Були використані різні комбінації Fe2+ та Fe3+, щоб знайти найкраще можливе рішення для спостережуваних експериментальних даних. На рис. 4b показано спектр XAS-1 для комбінації Fe2+ та Fe3+, де пропорції Fe2+ та Fe3+ були подібними приблизно на 45%, що вказує на змішані ступені окиснення Fe. У той же час для спектра XAS-2 відсоток Fe2+ та Fe3+ становить ~30% та 60% відповідно. Fe2+ ​​менший, ніж Fe3+. Співвідношення Fe2+ до Fe3, що дорівнює 1:2, означає, що Fe3O4 може утворюватися при тому ж співвідношенні між іонами Fe. Крім того, для спектра XAS-3 відсоток Fe2+ та Fe3+ стає ~10% та 80%, що вказує на вищу конверсію Fe2+ у Fe3+. Як згадувалося вище, Fe3+ може походити з α-Fe2O3, γ-Fe2O3 або Fe3O4. Щоб зрозуміти найімовірніше джерело Fe3+, спектр XAS-3 був побудований з різними стандартами Fe3+ на рисунку 4e, що демонструє подібність до обох стандартів з урахуванням піку B. Однак інтенсивність плечових піків (A: від Fe2+) та співвідношення інтенсивності B/A вказують на те, що спектр XAS-3 близький, але не збігається зі спектром γ-Fe2O3. Порівняно з об'ємним γ-Fe2O3, пік Fe2p XAS A SDSS має дещо вищу інтенсивність (рис. 4e), що вказує на вищу інтенсивність Fe2+. Хоча спектр XAS-3 подібний до спектру γ-Fe2O3, де Fe3+ присутній у положеннях Oh та Td, ідентифікація різних валентних станів та координація лише вздовж краю L2,3 або співвідношення інтенсивності L2/L3 залишається проблемою. Це питання постійно обговорюється через складність різних факторів, які впливають на кінцевий спектр41.
Окрім спектральних відмінностей у хімічному стані вибраних областей інтересу, описаних вище, глобальну хімічну гетерогенність ключових елементів Cr та Fe також оцінювали шляхом класифікації всіх спектрів XAS, отриманих на поверхні зразка, за допомогою методу кластеризації K-середніх. . Профілі країв Cr L встановлені для формування двох оптимальних кластерів, просторово розподілених у гарячекатаних та холоднокатаних зразках, показаних на рис. 5. Зрозуміло, що жодні локальні структурні зміни не сприймаються як подібні, оскільки два центроїди спектрів XAS Cr порівнянні. Ці спектральні форми двох кластерів майже ідентичні тим, що відповідають Cr2O342, що означає, що шари Cr2O3 відносно рівномірно розташовані на SDSS.
Cr L – це кластери крайової області, а b – відповідні центроїди XAS. Результати порівняння K-means X-PEEM холоднокатаного SDSS: c Cr L2.3 – крайова область K-means кластерів, а d – відповідні центроїди XAS.
Для ілюстрації складніших карт країв FeL було використано чотири та п'ять оптимізованих кластерів та пов'язані з ними центроїди (спектральні профілі) для гарячеоброблених та холоднокатаних зразків відповідно. Таким чином, відсоток (%) Fe2+ та Fe3+ можна отримати шляхом апроксимації LCF, показаної на рис. 4. Псевдоелектродний потенціал Epseudo як функція Fe0 було використано для виявлення мікрохімічної неоднорідності поверхневої оксидної плівки. Epseudo приблизно оцінюється за правилом змішування,
де (E_{\rm{Fe}/Fe}^{2 + (3 + )}}) дорівнює (Fe} + 2e^ – до Fe}^{2 + (3 + )}), 0,440 та 0,036 В відповідно. Області з нижчим потенціалом мають вищий вміст сполуки Fe3+. Розподіл потенціалу в термічно деформованих зразках має шаруватий характер з максимальною зміною близько 0,119 В (рис. 6a, b). Цей розподіл потенціалу тісно пов'язаний з топографією поверхні (рис. 6a). Інших залежних від положення змін у нижній шаруватій внутрішній частині не спостерігалося (рис. 6b). Навпаки, для з'єднання різнорідних оксидів з різним вмістом Fe2+ та Fe3+ у холоднокатаному SDSS можна спостерігати неоднорідний характер псевдопотенціалу (рис. 6c, d). Оксиди та/або (окси)гідроксиди Fe3+ є основними складовими іржі в сталі та проникні для кисню та води50. У цьому випадку острівці, багаті на Fe3+, вважаються локально розподіленими та можуть розглядатися як кородовані ділянки. Водночас, градієнт потенціального поля, а не абсолютне значення потенціалу, може бути використаний як індикатор локалізації активних осередків корозії. Такий нерівномірний розподіл Fe2+ та Fe3+ на поверхні холоднокатаного SDSS може змінити локальний хімічний склад та забезпечити більш практичну активну площу поверхні в реакціях руйнування оксидної плівки та корозії, тим самим дозволяючи безперервну корозію нижньої металевої матриці, що призводить до внутрішньої корозії. Це призводить до неоднорідності властивостей та зниження захисних властивостей пасивуючого шару.
K-середні кластери та відповідні центроїди XAS в області краю Fe L2.3 гарячедеформованого X-PEEM ac та df холоднокатаного SDSS. a, d K-середні кластерні графіки, накладені на зображення X-PEEM. Розрахований псевдоелектродний потенціал (Epseudo) згадується разом із K-середнім кластерним графіком. Яскравість зображення X-PEEM, як і колір на рис. 2, пропорційна інтенсивності рентгенівського поглинання.
Відносно однорідний Cr, але різний хімічний стан Fe призводить до різних пошкоджень оксидної плівки та характеру корозії в гарячекатаному та холоднокатаному Ce-2507. Ця властивість холоднокатаного Ce-2507 добре вивчена. Що стосується утворення оксидів та гідроксидів Fe в навколишньому повітрі в цій майже нейтральній роботі, реакції такі:
Вищезазначені реакції відбуваються за наступними сценаріями, заснованими на аналізі X-PEEM. Невелике плече, що відповідає Fe0, пов'язане з нижнім металевим залізом. Реакція металевого Fe з навколишнім середовищем призводить до утворення шару Fe(OH)2 (рівняння (5)), який посилює сигнал Fe2+ в рентгенівському спектроскопі Fe L-краю. Тривалий вплив повітря може призвести до утворення оксидів Fe3O4 та/або Fe2O3 після Fe(OH)252,53. Дві стабільні форми Fe, Fe3O4 та Fe2O3, також можуть утворюватися в захисному шарі, багатому на Cr3+, з яких Fe3O4 віддає перевагу однорідній та липкій структурі. Присутність обох призводить до змішаних ступенів окислення (спектр XAS-1). Спектр XAS-2 переважно відповідає Fe3O4. Хоча спостереження спектрів XAS-3 у кількох місцях вказало на повне перетворення на γ-Fe2O3. Оскільки глибина проникнення розгорнутих рентгенівських променів становить близько 50 нм, сигнал від нижнього шару призводить до вищої інтенсивності піку A.
Спектр рентгенівського аналізу (РФА) показує, що компонент Fe в оксидній плівці має шарувату структуру, поєднану з шаром оксиду Cr. На відміну від ознак пасивації, спричиненої локальною неоднорідністю Cr2O3 під час корозії, незважаючи на рівномірний шар Cr2O3 у цій роботі, у цьому випадку спостерігається низька корозійна стійкість, особливо для холоднокатаних зразків. Спостережувану поведінку можна розуміти як неоднорідність хімічного стану окислення у верхньому шарі (Fe), що впливає на корозійні характеристики. Завдяки однаковій стехіометрії верхнього шару (оксид заліза) та нижнього шару (оксид хрому)52,53 краща взаємодія (адгезія) між ними призводить до повільного транспортування іонів металу або кисню в решітці, що, у свою чергу, призводить до підвищення корозійної стійкості. Тому безперервне стехіометричне співвідношення, тобто один стан окислення Fe, є кращим за різкі стехіометричні зміни. Термодеформований SDSS має більш рівномірну поверхню, щільніший захисний шар та кращу корозійну стійкість. Тоді як для холоднокатаного SDSS наявність острівців, багатих на Fe3+, під захисним шаром порушує цілісність поверхні та викликає гальванічну корозію з сусідньою підкладкою, що призводить до різкого падіння Rp (Таблиця 1). Спектр EIS та його корозійна стійкість знижуються. Видно, що локальний розподіл острівців, багатих на Fe3+, внаслідок пластичної деформації головним чином впливає на корозійну стійкість, що є проривом у цій роботі. Таким чином, це дослідження представляє спектроскопічні мікроскопічні зображення зниження корозійної стійкості зразків SDSS, досліджених методом пластичної деформації.
Крім того, хоча легування двофазними сталями рідкісноземельними елементами демонструє кращі показники, взаємодія цього адитивного елемента з окремою сталевою матрицею з точки зору корозійної поведінки, згідно з даними спектроскопічної мікроскопії, залишається невловимою. Поява сигналів Ce (через XAS M-краї) з'являється лише в кількох місцях під час холодної прокатки, але зникає під час гарячої деформації SDSS, що вказує на локальне осадження Ce в сталевій матриці, а не на однорідне легування. Хоча механічні властивості SDSS суттєво не покращуються6,7, присутність рідкісноземельних елементів зменшує розмір включень і, як вважається, перешкоджає точковій утворенню в початковій області54.
На завершення, ця робота розкриває вплив гетерогенності поверхні на корозію SDSS 2507, модифікованого церієм, шляхом кількісного визначення хімічного вмісту нанорозмірних компонентів. Ми відповідаємо на питання, чому нержавіюча сталь кородує навіть під захисним оксидним шаром, шляхом кількісного визначення її мікроструктури, хімії поверхні та обробки сигналів за допомогою кластеризації K-середніх. Було встановлено, що острівці, багаті на Fe3+, включаючи їх октаедричну та тетраедричну координацію вздовж усієї структури змішаного Fe2+/Fe3+, є джерелом пошкодження та корозії холоднокатаної оксидної плівки SDSS. Наноострівці, в яких переважає Fe3+, призводять до низької корозійної стійкості навіть за наявності достатнього стехіометричного пасивуючого шару Cr2O3. Окрім методологічних досягнень у визначенні впливу нанорозмірної хімічної гетерогенності на корозію, очікується, що поточна робота надихне інженерні процеси для покращення корозійної стійкості нержавіючих сталей під час виробництва сталі.
Для приготування злитка Ce-2507 SDSS, що використовувався в цьому дослідженні, змішаний склад, що включає лігатуру Fe-Ce, герметизовану трубкою з чистого заліза, був розплавлений в індукційній печі середньої частоти масою 150 кг для отримання розплавленої сталі та залитий у форму. Виміряні хімічні склади (мас.%) наведено в Додатковій таблиці 2. Злитки спочатку гаряче кують у блоки. Потім їх відпалюють при 1050°C протягом 60 хвилин для отримання сталі у стані твердого розчину, а потім гартують у воді до кімнатної температури. Досліджувані зразки були детально вивчені за допомогою просвічувальної електронної мікроскопії (TEM) та світлодіодної електрофорези (DOE) для вивчення фаз, розміру зерна та морфології. Більш детальну інформацію про зразки та процес виробництва можна знайти в інших джерелах6,7.
Циліндричні зразки (φ10 мм × 15 мм) для гарячого стискання були оброблені таким чином, щоб вісь циліндра була паралельна напрямку деформації блоку. Високотемпературне стискання проводилося за різних температур у діапазоні 1000-1150°C за допомогою теплового симулятора Gleeble-3800 при постійній швидкості деформації в діапазоні 0,01-10 с-1. Перед деформацією зразки нагрівали зі швидкістю 10 °C с-1 протягом 2 хвилин за вибраної температури, щоб усунути градієнт температури. Після досягнення однорідності температури зразок деформували до істинного значення деформації 0,7. Після деформації зразки негайно гартували водою для збереження деформованої структури. Потім загартований зразок розрізали паралельно напрямку стискання. Для цього конкретного дослідження ми обрали зразок з умовою гарячої деформації 1050°C, 10 с-1, оскільки спостережувана мікротвердість була вищою, ніж у інших зразків7.
Масивні (80 × 10 × 17 мм3) зразки твердого розчину Ce-2507 використовували в трифазному асинхронному двовалковому млині LG-300 з найкращими механічними властивостями серед усіх інших рівнів деформації6. Швидкість деформації та зменшення товщини для кожного шляху становлять 0,2 м·с-1 та 5% відповідно.
Для електрохімічних вимірювань SDSS після холодного прокату до 90% зменшення товщини (1,0 еквівалентна справжня деформація) та після гарячого пресування при 1050°C протягом 10 с-1 до справжньої деформації 0,7 використовувалася електрохімічна робоча станція Autolab PGSTAT128N. Робоча станція має триелектродну комірку з насиченим каломельним електродом як електродом порівняння, графітовим протиелектродом та зразком SDSS як робочим електродом. Зразки були нарізані на циліндри діаметром 11,3 мм, до боків яких були припаяні мідні дроти. Потім зразки фіксували епоксидною смолою, залишаючи робочу відкриту площу 1 см2 як робочий електрод (нижня сторона циліндричного зразка). Будьте обережні під час затвердіння епоксидної смоли та подальшого шліфування та полірування, щоб уникнути розтріскування. Робочі поверхні шліфували та полірували алмазною полірувальною суспензією з розміром частинок 1 мкм, промивали дистильованою водою та етанолом і сушили на холодному повітрі. Перед електрохімічними вимірюваннями поліровані зразки протягом кількох днів піддавали впливу повітря для утворення природної оксидної плівки. Водний розчин FeCl3 (6,0 мас.%), стабілізований до pH = 1,0 ± 0,01 за допомогою HCl відповідно до рекомендацій ASTM, використовується для прискорення корозії нержавіючої сталі55, оскільки вона є корозійною в присутності іонів хлориду з сильною окислювальною здатністю та низьким pH згідно з екологічними стандартами G48 та A923. Занурте зразок у досліджуваний розчин на 1 годину, щоб досягти майже стаціонарного стану, перш ніж проводити будь-які вимірювання. Для зразків твердого розчину, гарячеформованих та холоднокатаних зразків вимірювання імпедансу проводилися при потенціалах розімкнутого кола (НРК) 0,39, 0,33 та 0,25 В відповідно в діапазоні частот від 1 × 105 до 0,1 Гц з амплітудою 5 мВ. Усі хімічні випробування повторювали щонайменше 3 рази за тих самих умов для забезпечення відтворюваності даних.
Для вимірювань HE-SXRD було виміряно прямокутні дуплексні сталеві блоки розміром 1 × 1 × 1,5 мм3 для кількісного визначення фазового складу пучка високоенергетичного віглера Брокхауса в CLS, Канада56. Збір даних проводився в геометрії Дебая-Шеррера або геометрії пропускання за кімнатної температури. Довжина хвилі рентгенівського випромінювання, калібрована за допомогою калібратора LaB6, становить 0,212561 Å, що відповідає 58 кеВ, що значно вище, ніж у CuKα (8 кеВ), який зазвичай використовується як лабораторне джерело рентгенівського випромінювання. Зразок розташовувався на відстані 740 мм від детектора. Об'єм детектування кожного зразка становить 0,2 × 0,3 × 1,5 мм3, який визначається розміром пучка та товщиною зразка. Всі дані були зібрані за допомогою площинного детектора Perkin Elmer, плоскопанельного рентгенівського детектора, пікселів 200 мкм, 40×40 см2, з використанням часу експозиції 0,3 с та 120 кадрів.
Вимірювання X-PEEM двох вибраних модельних систем були проведені на кінцевій станції Beamline MAXPEEM PEEM у лабораторії MAX IV (Лунд, Швеція). Зразки були підготовлені так само, як і для електрохімічних вимірювань. Підготовлені зразки витримували на повітрі протягом кількох днів та дегазували в камері надвисокого вакууму перед опроміненням синхротронними фотонами. Енергетичну роздільну здатність лінії променя було отримано шляхом вимірювання спектра виходу іонів в області збудження від N 1 с до 1(π _g^ Σ) поблизу hv = 401 еВ в N2 із залежністю енергії фотона від E3/2, 57. Апроксимаційні спектри дали ΔE (ширину спектральної лінії) близько 0,3 еВ у виміряному діапазоні енергій. Таким чином, роздільна здатність енергії лінії променя була оцінена як E/∆E = 700 еВ/0,3 еВ > 2000 та потік ≈1012 ph/s, використовуючи модифікований монохроматор SX-700 з Si-решіткою 1200 ліній мм−1 для краю Fe 2p L2,3, краю Cr 2p L2,3, краю Ni 2p L2,3 та краю Ce M4,5. Таким чином, роздільна здатність енергії лінії променя була оцінена як E/∆E = 700 еВ/0,3 еВ > 2000 та потік ≈1012 ph/s, використовуючи модифікований монохроматор SX-700 з Si-решіткою 1200 ліній мм−1 для краю Fe 2p L2.3, краю Cr 2p L2.3, краю Ni 2p L2.3 та краю Ce M4.5. Таким чином, енергетичний дозвіл каналу пучки було оцінено як E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 і потік ≈1012 ф/с при використанні модифікованого монохроматора SX-700 з решіткою Si 1200 штрихів/мм для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 і кромка Ce M4,5. Таким чином, енергетична роздільна здатність каналу променя була оцінена як E/∆E = 700 еВ/0,3 еВ > 2000 та потік ≈1012 f/s з використанням модифікованого монохроматора SX-700 з Si-решіткою 1200 ліній/мм для Fe-краю 2p L2,3, Cr-краю 2p L2,3, Ni-краю 2p L2,3 та Ce-краю M4,5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 еВ/0,3 еВ > 2000 和通量≈1012 ph/s，通过使用带有Si 1200 线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 边缘和Ce M4,5边缘。因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S ， 使用 带有带有 1200 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘。Таким чином, при використанні модифікованого монохроматора SX-700 з кремнієвою решіткою на 1200 ліній. 3, хромовий край 2p L2.3, нікелевий край 2p L2.3 та церієвий край M4.5.Енергія фотонів сканування з кроком 0,2 еВ. При кожній енергії зображення PEEM записувалися за допомогою волоконно-зв'язаного CMOS-детектора TVIPS F-216 з 2 x 2 інтервалами, який забезпечує роздільну здатність 1024 x 1024 пікселів у полі зору 20 мкм. Час експозиції зображень становив 0,2 с, усереднюючи 16 кадрів. Енергія фотоелектронного зображення обрана таким чином, щоб забезпечити максимальний сигнал вторинних електронів. Всі вимірювання проводилися при нормальному падінні з використанням лінійно поляризованого фотонного пучка. Більше інформації про вимірювання можна знайти в попередньому дослідженні. Після вивчення режиму детектування загального виходу електронів (TEY) та його застосування в X-PEEM49, глибина випробування цього методу оцінюється приблизно в 4-5 нм для сигналу Cr та приблизно в 6 нм для Fe. Глибина Cr дуже близька до товщини оксидної плівки (~4 нм)60,61, тоді як глибина Fe більша за товщину. Рентгенівський дифрактограм, зібраний на краю FeL, являє собою суміш рентгенівських дифрактограм оксидів заліза та Fe0 з матриці. У першому випадку інтенсивність випромінюваних електронів походить від усіх можливих типів електронів, що сприяють TEY. Однак, сигнал чистого заліза вимагає вищої кінетичної енергії для проходження електронів через шар оксиду до поверхні та їх збирання аналізатором. У цьому випадку сигнал Fe0 в основному зумовлений електронами Оже-спектра LVV, а також вторинними електронами, що випромінюються ними. Крім того, інтенсивність TEY, що вноситься цими електронами, зменшується під час шляху виходу електрона, що ще більше зменшує спектральну характеристику Fe0 на карті XAS заліза.
Інтеграція інтелектуального аналізу даних у куб даних (дані X-PEEM) є ключовим кроком у вилученні відповідної інформації (хімічних або фізичних властивостей) у багатовимірному підході. Кластеризація K-середніх широко використовується в кількох галузях, включаючи машинний зір, обробку зображень, розпізнавання образів без учителя, штучний інтелект та класифікаційний аналіз. Наприклад, кластеризація K-середніх добре показала себе в кластеризації даних гіперспектральних зображень. В принципі, для багатофункційних даних алгоритм K-середніх може легко групувати їх на основі інформації про їхні атрибути (властивості енергії фотонів). Кластеризація K-середніх - це ітераційний алгоритм для поділу даних на K неперекриваючихся груп (кластерів), де кожен піксель належить до певного кластера залежно від просторового розподілу хімічної неоднорідності в мікроструктурному складі сталі. Алгоритм K-середніх включає два етапи: на першому етапі обчислюється K центроїдів, а на другому етапі кожній точці призначається кластер із сусідніми центроїдами. Центр ваги кластера визначається як середнє арифметичне точок даних (спектр XAS) для цього кластера. Існують різні відстані для визначення сусідніх центроїдів як евклідової відстані. Для вхідного зображення px,y (де x та y – роздільна здатність у пікселях), CK – це центр ваги кластера; це зображення потім можна сегментувати (кластеризувати) на K кластерів за допомогою K-means63. Останні кроки алгоритму кластеризації K-means:
Крок 2. Обчисліть належність усіх пікселів відповідно до поточного центроїда. Наприклад, вона обчислюється з евклідової відстані d між центром та кожним пікселем:
Крок 3. Призначте кожен піксель найближчому центроїду. Потім перерахуйте K позицій центроїда наступним чином:
Крок 4. Повторюйте процес (рівняння (7) та (8)), доки центроїди не зійдуться. Кінцеві результати якості кластеризації сильно корелюють з найкращим вибором початкових центроїдів. Для структури даних PEEM сталевих зображень, зазвичай X (x × y × λ) є кубом 3D-масиву даних, тоді як осі x та y представляють просторову інформацію (роздільну здатність пікселів), а вісь λ відповідає спектральній картині енергії фотонів. Алгоритм K-середніх використовується для дослідження областей інтересу в даних X-PEEM шляхом розділення пікселів (кластерів або підблоків) відповідно до їх спектральних характеристик та вилучення найкращих центроїдів (спектральних профілів XAS) для кожного аналіту. Він використовується для вивчення просторового розподілу, локальних спектральних змін, окислювальної поведінки та хімічних станів. Наприклад, алгоритм кластеризації K-середніх використовувався для областей L-краю Fe та L-краю Cr у гарячекатаному та холоднокатаному X-PEEM. Було протестовано різну кількість K-кластерів (областей мікроструктури) для пошуку оптимальних кластерів та центроїдів. Коли ці числа відображаються, пікселі перепризначаються відповідним центроїдам кластера. Кожен розподіл кольорів відповідає центру кластера, показуючи просторове розташування хімічних або фізичних об'єктів. Витягнуті центроїди є лінійними комбінаціями чистих спектрів.
Дані, що підтверджують результати цього дослідження, доступні за обґрунтованим запитом від відповідного автора WC.
Сіурін, Х. та Сандстрем, Р. В'язкість руйнування зварної дуплексної нержавіючої сталі. Сіурін, Х. та Сандстрем, Р. В'язкість руйнування зварної дуплексної нержавіючої сталі. Sieurin, H. & Sandström, R. В'язкість руйнування сварної дуплексної нержавіючої сталі. Сіурін, Х. та Сандстрем, Р. В'язкість руйнування зварної дуплексної нержавіючої сталі. 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. В'язкість руйнування сварних дуплексних нержавеючих сталей. Сіурін, Х. та Сандстрем, Р. В'язкість руйнування зварних дуплексних нержавіючих сталей.Британія. Дробова частина. fur. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Корозійна стійкість дуплексних нержавіючих сталей у вибраних органічних кислотах та середовищах органічних кислот/хлоридів. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Корозійна стійкість дуплексних нержавіючих сталей у вибраних органічних кислотах та середовищах органічних кислот/хлоридів.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. та Van Der Merwe, J. Корозійна стійкість дуплексних нержавіючих сталей у середовищах з деякими органічними кислотами та органічними кислотами/хлоридами. Адамс, Ф.В., Олубамбі, Пенсільванія, Потгітер, Дж.Х. та Ван Дер Мерве, Дж. 双相不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环境中的耐腐蚀性。 Адамс, Ф. В., Олубамбі, Пенсильванія, Потгітер, Дж. Х. та Ван Дер Мерве, Дж. 双相нержавіюча сталь在选定的органічна酸和органічна酸/хлороване середовище的耐而性性。.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. та Van Der Merwe, J. Корозійна стійкість дуплексних нержавіючих сталей у вибраних середовищах органічних кислот та органічних кислот/хлоридів.консервант. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Баррера, С. та ін. Корозійно-окислювальна поведінка дуплексних сплавів Fe-Al-Mn-C. Матеріали 12, 2572 (2019).
Левков, Л., Шуригін, Д., Дуб, В., Косирев, К. та Балікоєв, А. Нове покоління супердуплексних сталей для обладнання для видобутку газу та нафти. Левков, Л., Шуригін, Д., Дуб, В., Косирев, К. та Балікоєв, А. Нове покоління супердуплексних сталей для обладнання для видобутку газу та нафти.Левков Л., Шуригін Д., Дуб В., Косирев К., Балікоєв А. Нове покоління супердуплексних сталей для обладнання для видобутку нафти і газу.Левков Л., Шуригін Д., Дуб В., Косирев К., Балікоєв А. Нове покоління супердуплексних сталей для обладнання для видобутку газу та нафти. Вебінар E3S 121, 04007 (2019).
Кінгкланг, С. та Утайсангсук, В. Дослідження поведінки гарячої деформації дуплексної нержавіючої сталі марки 2507. Metall. Кінгкланг, С. та Утайсангсук, В. Дослідження поведінки гарячої деформації дуплексної нержавіючої сталі марки 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Дослідження поведення гарячої деформації дуплексної нержавіючої сталі марки 2507. Metall. Кінгкланг, С. та Утайсангсук, В. Дослідження поведінки гарячої деформації дуплексної нержавіючої сталі типу 2507. 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。Кінгкланг, С. та Утайсансук, В. Дослідження поведінки гарячої деформації дуплексної нержавіючої сталі типу 2507. Метал.альма-матер. транс. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. та ін. Вплив контрольованого холодного прокату на мікроструктуру та механічні властивості модифікованої церієм супердуплексної нержавіючої сталі SAF 2507. alma mater. the science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. та ін. Структурні та механічні властивості, викликані термічною деформацією модифікованої церієм супердуплексної нержавіючої сталі SAF 2507. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Чжен, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. та Чжен, К. Вплив рідкоземельних елементів на окислювальну поведінку аустенітної сталі за високих температур. Чжен, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. та Чжен, К. Вплив рідкоземельних елементів на окислювальну поведінку аустенітної сталі за високих температур.Чжен З., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. та Чжен К. Вплив рідкоземельних елементів на поведінку аустенітної сталі при високотемпературному окисленні. 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。 Чжен, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. і Чжен, К.Чжен З., Ван С., Лонг Дж., Ван Дж. та Чжен К. Вплив рідкоземельних елементів на поведінку аустенітних сталей при високотемпературному окисленні.koros. наука. 164, 108359 (2020).
Лі, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чен, К. та Сун, С. Вплив Ce на мікроструктуру та властивості суперферитних нержавіючих сталей 27Cr-3.8Mo-2Ni. Лі, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чен, К. та Сун, С. Вплив Ce на мікроструктуру та властивості суперферитних нержавіючих сталей 27Cr-3.8Mo-2Ni.Лі Ю., Ян Г., Цзян З., Чень К. та Сунь С. Вплив Se на мікроструктуру та властивості суперферитних нержавіючих сталей 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的影响。 Лі, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чен, К. та Сун, С. Вплив Ce на мікроструктуру та властивості нержавіючої сталі 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Вплив Ce на мікроструктуру та властивості суперферритної нержавіючої сталі 27Cr-3,8Mo-2Ni. Лі, Ю., Ян, Г., Цзян, З., Чен, К. та Сун, С. Вплив Ce на мікроструктуру та властивості суперферитної нержавіючої сталі 27Cr-3,8Mo-2Ni.Залізний знак. Steelmak 47, 67–76 (2020).