Дякуємо, що відвідали Nature.com.Версія браузера, яку ви використовуєте, має обмежену підтримку CSS.Для найкращої роботи радимо використовувати оновлений браузер (або вимкнути режим сумісності в Internet Explorer).Тим часом, щоб забезпечити постійну підтримку, ми відтворюємо сайт без стилів і JavaScript.
Широко використовувана нержавіюча сталь і її ковані версії стійкі до корозії в умовах навколишнього середовища завдяки шару пасивації, що складається з оксиду хрому.Корозію та ерозію сталі традиційно пов'язують з руйнуванням цих шарів, але рідко на мікроскопічному рівні, залежно від походження неоднорідності поверхні.У цій роботі нанорозмірна хімічна неоднорідність поверхні, виявлена ​​за допомогою спектроскопічної мікроскопії та хемометричного аналізу, неочікувано домінує в розкладанні та корозії холоднокатаної модифікованої церієм супердуплексної нержавіючої сталі 2507 (SDSS) під час її гарячої деформації.інша сторона.Хоча рентгенівська фотоелектронна мікроскопія показала відносно рівномірне покриття природного шару Cr2O3, холоднокатаний SDSS показав погані результати пасивації через локалізований розподіл багатих на Fe3+ наноострівців на шарі оксиду Fe/Cr.Ці знання на атомарному рівні забезпечують глибоке розуміння корозії нержавіючої сталі та, як очікується, допоможуть боротися з корозією аналогічних високолегованих металів.
З моменту винаходу нержавіючої сталі корозійну стійкість ферохромових сплавів приписували хрому, який утворює міцний оксид/оксигідроксид, що пасивує в більшості середовищ.Порівняно зі звичайними (аустенітними та феритними) нержавіючими сталями супердуплексні нержавіючі сталі (SDSS) із кращою стійкістю до корозії мають чудові механічні властивості1,2,3.Підвищена механічна міцність дозволяє створювати легші та компактніші конструкції.На противагу цьому, економічний SDSS має високу стійкість до точкової та щілинної корозії, що забезпечує довший термін служби та ширше застосування в боротьбі з забрудненням, хімічних контейнерах і морській нафтогазовій промисловості4.Однак вузький діапазон температур термічної обробки і погана формоздатність перешкоджають його широкому практичному застосуванню.Таким чином, SDSS було змінено для покращення вищевказаних властивостей.Наприклад, модифікація Ce і високі добавки N 6, 7, 8 були введені в 2507 SDSS (Ce-2507).Відповідна концентрація 0,08 мас.% рідкоземельного елемента (Ce) сприятливо впливає на механічні властивості DSS, оскільки покращує подрібнення зерна та міцність меж зерен.Зносостійкість і стійкість до корозії, міцність на розрив і межа текучості, а також здатність до гарячої обробки також були покращені9.Велика кількість азоту може замінити дорогий вміст нікелю, роблячи SDSS більш економічно ефективним10.
Нещодавно SDSS пластично деформували при різних температурах (низькій, холодній і гарячій) для досягнення чудових механічних властивостей6,7,8.Однак відмінна корозійна стійкість SDSS зумовлена ​​наявністю тонкої оксидної плівки на поверхні, на яку впливає багато факторів, таких як наявність багатьох фаз із різними межами зерен, небажаних осадів і різних реакцій.деформується внутрішня неоднорідна мікроструктура різних аустенітних і феритних фаз 7 .Тому дослідження властивостей мікродоменів таких плівок на рівні електронної структури має вирішальне значення для розуміння корозії SDSS і вимагає складних експериментальних методів.До цього часу поверхнево-чутливі методи, такі як оже-електронна спектроскопія11 та рентгенівська фотоелектронна спектроскопія12,13,14,15, а також жорстка рентгенівська фотоелектронна фотоелектронна система розрізняють, але часто не можуть розділити хімічні стани того самого елемента в різних точках простору на нанорозмірі.Кілька недавніх досліджень пов’язали локальне окислення хрому з корозійною поведінкою 17 аустенітних нержавіючих сталей, 18 мартенситних нержавіючих сталей і SDSS 19, 20. Однак ці дослідження в основному зосереджувалися на впливі гетерогенності Cr (наприклад, ступеня окислення Cr3+) на корозійну стійкість.Латеральна неоднорідність ступенів окислення елементів може бути викликана різними сполуками з одними і тими самими складовими елементами, наприклад оксидами заліза.Ці сполуки успадковують термомеханічно оброблений невеликий розмір, щільно прилягаючи один до одного, але відрізняються за складом і ступенем окислення16,21.Тому виявлення руйнування оксидних плівок і подальшого пітінгу вимагає розуміння поверхневої неоднорідності на мікроскопічному рівні.Незважаючи на ці вимоги, кількісних оцінок, таких як бічна гетерогенність окислення, особливо заліза в нано/атомному масштабі, досі немає, і їхнє значення для стійкості до корозії залишається невивченим.До недавнього часу хімічний стан різних елементів, таких як Fe і Ca, кількісно описували на зразках сталі за допомогою м'якої рентгенівської фотоелектронної мікроскопії (X-PEEM) в нанорозмірних установках синхротронного випромінювання.У поєднанні з методами хімічно чутливої ​​рентгенівської абсорбційної спектроскопії (XAS) X-PEEM дозволяє вимірювати XAS з високою просторовою та спектральною роздільною здатністю, надаючи хімічну інформацію про елементний склад і його хімічний стан із 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 нанорозмірі та представляє проникливий метод аналізу поверхні на атомному рівні для розуміння корозійної поведінки Ce-2507.Він використовує кластерні хемометричні дані K-means24 для відображення глобального хімічного складу (гетерогенності) задіяних елементів із представленням їх хімічних станів у статистичному представленні.На відміну від звичайної корозії, спричиненої руйнуванням плівки оксиду хрому, поточна погана пасивація та низька корозійна стійкість пояснюються локалізованими наноострівцями, багатими на Fe3+, поблизу шару оксиду Fe/Cr, що може бути причиною впливу захисного оксиду.Він утворює плівку на місці та викликає корозію.
Корозійну поведінку деформованого SDSS 2507 вперше було оцінено за допомогою електрохімічних вимірювань.На рис.На рисунку 1 наведено криві Найквіста та Боде для відібраних зразків у кислих (pH = 1) водних розчинах FeCl3 при кімнатній температурі.Вибраний електроліт діє як сильний окислювач, характеризуючи схильність пасиваційної плівки до руйнування.Незважаючи на те, що матеріал не піддався стабільній піттингу при кімнатній температурі, ці аналізи дали розуміння можливих випадків відмови та процесів посткорозії.Еквівалентна схема (рис. 1d) була використана для підгонки спектрів електрохімічної імпедансної спектроскопії (EIS), і відповідні результати підгонки наведено в таблиці 1. Неповні півкола з’явилися під час тестування зразків, оброблених розчином, і підданих гарячій обробці, тоді як відповідні стиснуті півкола були холоднокатаними (рис. 1b).У спектрі EIS радіус півкола можна розглядати як поляризаційний опір (Rp)25,26.Rp SDSS, обробленого розчином, у таблиці 1 становить близько 135 кОм см-2, однак для гарячеобробленого та холоднокатаного SDSS ми можемо спостерігати значно нижчі значення 34,7 і 2,1 кОм см-2 відповідно.Це значне зниження Rp вказує на шкідливий вплив пластичної деформації на пасивацію та стійкість до корозії, як показано в попередніх звітах 27, 28, 29, 30.
a Найквіста, b, c Опір Боде та фазові діаграми, а також модель еквівалентної схеми для d, де RS — опір електроліту, Rp — поляризаційний опір, а QCPE — оксид постійної фази елемента, що використовується для моделювання неідеальної ємності (n).Вимірювання EIS проводилися при потенціалі холостого ходу.
Константи першого порядку показано на діаграмі Боде, а високочастотне плато представляє опір електроліту RS26.Коли частота зменшується, імпеданс зростає і виявляється негативний фазовий кут, що вказує на домінування ємності.Фазовий кут збільшується, зберігаючи максимальне значення у відносно широкому діапазоні частот, а потім зменшується (рис. 1в).Однак у всіх трьох випадках це максимальне значення все ще менше ніж 90°, що вказує на неідеальну ємнісну поведінку через ємнісну дисперсію.Таким чином, елемент постійної фази QCPE (CPE) використовується для представлення розподілу міжфазної ємності, отриманого через шорсткість або неоднорідність поверхні, особливо з точки зору атомного масштабу, фрактальної геометрії, пористості електрода, неоднорідного потенціалу та розподілу струму, що залежить від поверхні.Геометрія електродів31,32.Імпеданс CPE:
де j – уявне число, а ω – кутова частота.QCPE є незалежною від частоти константою, пропорційною активній відкритій площі електроліту.n — безрозмірне число степеня, яке описує відхилення від ідеальної ємнісної поведінки конденсатора, тобто чим ближче n до 1, тим ближче CPE до чистої ємності, а якщо n близьке до нуля, це опір.Невелике відхилення n, близьке до 1, вказує на неідеальну ємнісну поведінку поверхні після поляризаційного тестування.QCPE холоднокатаного SDSS набагато вищий, ніж у аналогічних виробів, що означає, що якість поверхні менш однорідна.
Відповідно до більшості властивостей корозійної стійкості нержавіючої сталі, відносно високий вміст Cr у SDSS загалом призводить до чудової корозійної стійкості SDSS завдяки наявності на поверхні пасивної захисної оксидної плівки17.Ця пасивуюча плівка зазвичай багата оксидами та/або гідроксидами Cr3+, головним чином інтегруючи оксиди Fe2+, Fe3+ та/або (окси)гідроксиди 33 .Незважаючи на однакову однорідність поверхні, пасивуючий шар оксиду та відсутність видимих ​​пошкоджень на поверхні, як визначено мікроскопічними зображеннями,6,7 корозійна поведінка гарячедеформованого та холоднокатаного 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 малюнки 1, 2).Детальний аналіз наведено в Додатковій інформації.Хоча вони значною мірою відповідають типу основної фази, виявлені відмінності в об’ємних частках фази, які наведені в Додатковій таблиці 1. Ці відмінності можуть бути пов’язані з неоднорідними частками фази на поверхні, а також з об’ємними частками фази, виконаними на різних глибинах.виявлення методом рентгенівської дифракції.(XRD) з різними джерелами енергії падаючих фотонів.Відносно більша частка аустеніту в холоднокатаних зразках, визначена XRD з лабораторного джерела, вказує на кращу пасивацію та, відповідно, кращу стійкість до корозії35, тоді як більш точні та статистичні результати вказують на протилежні тенденції у співвідношеннях фаз.Крім того, корозійна стійкість сталі також залежить від ступеня подрібнення зерна, зменшення розміру зерна, збільшення мікродеформацій і щільності дислокацій, які виникають під час термомеханічної обробки36,37,38.Зразки, піддані гарячій обробці, демонструють більшу зернистість, що вказує на зерна мікронного розміру, тоді як гладкі кільця, які спостерігаються в холоднокатаних зразках (додатковий рис. 3), вказують на значне подрібнення зерна до нанорозміру в попередній роботі6, що повинно сприяти пасивації плівки.формування та підвищення корозійної стійкості.Вища щільність дислокацій зазвичай пов'язана з нижчим опором точці, що добре узгоджується з електрохімічними вимірюваннями.
Зміни хімічних станів мікродоменів елементарних елементів систематично вивчали 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 врівноважує структуру феритно-аустенітної фази та мету модифікації Ce.Регулюючи енергію синхротронного випромінювання, RAS було покрито з поверхні основними характеристиками Cr (край L2.3), Fe (край L2.3), Ni (край L2.3) і Ce (край M4.5).гаряче формування та холодна прокатка Ce-2507 SDSS.Відповідний аналіз даних було виконано шляхом включення калібрування енергії з опублікованими даними (наприклад, XAS 40, 41 на Fe L2, 3 краю).
На рис.На рисунку 2 показано X-PEEM-зображення гарячеобробленого (рис. 2a) і холоднокатаного (рис. 2d) Ce-2507 SDSS і відповідних країв XAS Cr і Fe L2,3 в окремо позначених місцях.Край L2,3 XAS досліджує незайняті 3d-стани після фотозбудження електронів на рівнях спін-орбітального розщеплення 2p3/2 (край L3) і 2p1/2 (край L2).Інформацію про валентний стан Cr було отримано з XAS на краю L2,3 на рис. 2b, e.Порівняння з суддями.42, 43 показали, що біля краю L3 спостерігаються чотири піки, названі A (578,3 еВ), B (579,5 еВ), C (580,4 еВ) і D (582,2 еВ), що відображають октаедричний Cr3+, що відповідає іону Cr2O3.Експериментальні спектри узгоджуються з теоретичними розрахунками, показаними на панелях b і e, отриманими в результаті кількох розрахунків кристалічного поля на межі Cr L2.3 з використанням кристалічного поля 2,0 еВ44.Обидві поверхні гарячої та холоднокатаної SDSS покриті відносно рівномірним шаром Cr2O3.
теплове зображення X-PEEM термічно деформованого SDSS, що відповідає кромці b Cr L2.3 і кромці c Fe L2.3, d Теплове зображення X-PEEM холоднокатаної SDSS, що відповідає кромці e Cr L2.3 і стороні краю f Fe L2.3 (f).Спектри XAS нанесені в різних просторових положеннях, позначених на теплових зображеннях (a, d), помаранчеві пунктирні лінії на (b) і (e) представляють змодельовані спектри XAS Cr3+ із значенням кристалічного поля 2,0 еВ.Для зображень X-PEEM використовуйте термопалітру для покращення читабельності зображення, де кольори від синього до червоного пропорційні інтенсивності поглинання рентгенівського випромінювання (від низького до високого).
Незалежно від хімічного середовища цих металевих елементів, хімічний стан добавок легуючих елементів Ni та Ce для обох зразків залишився незмінним.Додатковий малюнок.На малюнках 5-9 показано X-PEEM-зображення та відповідні спектри XAS для Ni та Ce у різних положеннях на поверхні гарячеоброблених та холоднокатаних зразків.Ni XAS показує ступені окислення Ni2+ по всій виміряній поверхні гарячеоброблених і холоднокатаних зразків (додаткове обговорення).Слід зазначити, що у гарячедеформованих зразків сигнал XAS Ce не спостерігався, а в холоднокатаних – спектр Ce3+.Спостереження плям Ce в холоднокатаних зразках показало, що Ce в основному з'являється у вигляді преципітатів.
У термічно деформованому SDSS не спостерігалося локальних структурних змін XAS на краю Fe L2,3 (рис. 2c).Проте 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 в стані Fe у вибраних місцях на рис. 2f, були проведені локальні дослідження поверхні (рис. 3 і додаткова рис. 10), в яких були обрані менші круглі області.Спектри XAS краю Fe L2,3 систем α-Fe2O3 і октаедричних оксидів Fe2+ були змодельовані шляхом численних розрахунків кристалічного поля з використанням кристалічних полів 1,0 (Fe2+) і 1,0 (Fe3+)44. Ми зауважимо, що α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 мають різні локальні симетрії45,46, Fe3O4 має комбінацію як Fe2+, так і Fe3+,47, і FeO45 як формально двовалентний оксид Fe2+ (3d6). Ми зауважимо, що α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 мають різні локальні симетрії45,46, Fe3O4 має комбінацію як Fe2+, так і Fe3+,47, і FeO45 як формально двовалентний оксид Fe2+ (3d6).Зверніть увагу, що α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 мають різні локальні симетрії45,46, Fe3O4 поєднує як Fe2+, так і Fe3+,47 і FeO45 у формі формально двовалентного оксиду Fe2+ (3d6).Зверніть увагу, що α-Fe2O3 і γ-Fe2O3 мають різні локальні симетрії45,46, Fe3O4 має комбінацію Fe2+ і Fe3+,47 і FeO45 діє як формальний двовалентний оксид Fe2+ (3d6).Усі іони Fe3+ в α-Fe2O3 мають лише позиції Oh, тоді як γ-Fe2O3 зазвичай представлений шпінеллю Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]наприклад O4 з вакансіями в позиціях eg.Отже, іони Fe3+ в γ-Fe2O3 мають як положення Td, так і Oh.Як зазначалося в попередній статті,45 хоча співвідношення інтенсивності обох різне, їх співвідношення інтенсивності eg/t2g становить ≈1, тоді як у цьому випадку спостережуване співвідношення інтенсивності eg/t2g становить близько 1. Це виключає можливість того, що в поточній ситуації присутній лише Fe3+.Розглядаючи випадок Fe3O4 як з Fe2+, так і з Fe3+, перша ознака, яка, як відомо, має слабший (сильніший) край L3 для Fe, вказує на менший (більший) незайнятий стан t2g.Це стосується Fe2+ (Fe3+), звідки видно, що перша ознака підвищення вказує на збільшення вмісту Fe2+47.Ці результати показують, що на холоднокатаній поверхні композитів домінує співіснування Fe2+ і γ-Fe2O3, α-Fe2O3 та/або Fe3O4.
Збільшені фотоелектронні теплові зображення спектрів XAS (a, c) і (b, d), що перетинають край Fe L2,3 у різних просторових положеннях у вибраних областях 2 і E на рис.2г.
Отримані експериментальні дані (рис. 4а та додаткова рис. 11) побудовані на графіку та порівнюються з даними для чистих сполук 40, 41, 48. Три різні типи експериментально спостережуваних Fe L-крайових спектрів XAS (XAS-1, XAS-2 та XAS-3: рис. 4а).Зокрема, спектр 2-a (позначений як XAS-1) на рис. 3b, а потім спектр 2-b (позначений XAS-2) спостерігався по всій зоні виявлення, тоді як спектри, подібні до E-3, спостерігалися на малюнку 3d (позначені XAS-3), спостерігалися в певних місцях.Як правило, для ідентифікації наявних валентних станів у досліджуваному зразку використовували чотири параметри: (1) спектральні характеристики L3 і L2, (2) енергетичні положення характеристик L3 і L2, (3) різниця енергій L3-L2., ( 4) Співвідношення інтенсивності L2/L3.Згідно з візуальними спостереженнями (рис. 4а), на досліджуваній поверхні SDSS присутні всі три компоненти Fe, а саме Fe0, Fe2+ та Fe3+.Розраховане співвідношення інтенсивності L2/L3 також вказує на присутність усіх трьох компонентів.
a Змодельовані XAS-спектри Fe з трьома різними експериментальними даними (суцільні лінії XAS-1, XAS-2 і XAS-3 відповідають 2-a, 2-b і E-3 на рис. 2 і 3) Порівняння, Октаедри Fe2+, Fe3+ зі значеннями кристалічного поля 1,0 еВ і 1,5 еВ відповідно, експериментальні дані, виміряні за допомогою bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) і відповідні оптимізовані дані LCF (суцільна чорна лінія), а також у вигляді спектрів XAS-3 зі стандартами Fe3O4 (змішаний стан Fe) і Fe2O3 (чистий Fe3+).
Для кількісного визначення складу оксиду заліза використовували лінійну комбіновану підгонку (LCF) трьох стандартів 40, 41, 48.LCF було реалізовано для трьох вибраних спектрів Fe L-краю XAS, що демонструють найвищий контраст, а саме XAS-1, XAS-2 і XAS-3, як показано на рис. 4b–d.Для фітингів LCF 10% Fe0 було враховано в усіх випадках через те, що ми спостерігали невеликий уступ у всіх даних, а також через те, що металеве залізо є основним компонентом сталі. Дійсно, глибина випробування X-PEEM для Fe (~6 нм)49 більша, ніж оцінена товщина окисного шару (трохи > 4 нм), що дозволяє виявити сигнал із залізної матриці (Fe0) під шаром пасивації. Дійсно, глибина випробування X-PEEM для Fe (~6 нм)49 більша, ніж оцінена товщина окисного шару (трохи > 4 нм), що дозволяє виявити сигнал із залізної матриці (Fe0) під шаром пасивації. 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 зонда X-PEEM для Fe (~6 нм)49 більша, ніж передбачувана товщина окисного шару (трохи>4 нм), що дозволяє виявити сигнал від залізної матриці (Fe0) під шаром пасивації.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, ніж очікувана товщина оксидного шару (трохи > 4 нм), що дозволяє виявити сигнал із залізної матриці (Fe0) під шаром пасивації. .Було виконано різні комбінації Fe2+ і Fe3+, щоб знайти найкраще можливе рішення для спостережуваних експериментальних даних.На рис.4b показує спектр XAS-1 для комбінації Fe2+ і Fe3+, де пропорції Fe2+ і Fe3+ були подібними приблизно на 45%, що вказує на змішані ступені окислення Fe.Тоді як для спектра XAS-2 відсоток Fe2+ і Fe3+ становить ~30% і 60% відповідно.Fe2+ ​​менше Fe3+.Співвідношення Fe2+ до Fe3, рівне 1:2, означає, що Fe3O4 може утворюватися при такому ж співвідношенні між іонами Fe.Крім того, для спектру XAS-3 відсоток Fe2+ і Fe3+ стає ~10% і 80%, що вказує на більш високу конверсію Fe2+ в Fe3+.Як згадувалося вище, Fe3+ може походити від α-Fe2O3, γ-Fe2O3 або Fe3O4.Щоб зрозуміти найбільш ймовірне джерело Fe3+, спектр XAS-3 був побудований з різними стандартами Fe3+ на малюнку 4e, показуючи подібність з обома стандартами при розгляді піку B.Однак інтенсивність плечових піків (A: від Fe2+) і співвідношення інтенсивностей B/A вказують на те, що спектр XAS-3 близький, але не збігається зі спектром γ-Fe2O3.Порівняно з масивним γ-Fe2O3 пік Fe 2p XAS A SDSS має дещо вищу інтенсивність (рис. 4e), що вказує на вищу інтенсивність Fe2+.Хоча спектр XAS-3 схожий на спектр γ-Fe2O3, де Fe3+ присутній у положеннях Oh і Td, ідентифікація різних валентних станів і координація лише вздовж краю L2,3 або співвідношення інтенсивності L2/L3 залишається предметом поточних досліджень.обговорення через складність різних факторів, які впливають на кінцевий спектр41.
На додаток до спектральних відмінностей у хімічному стані вибраних областей інтересу, описаних вище, глобальна хімічна неоднорідність ключових елементів Cr і Fe також була оцінена шляхом класифікації всіх XAS-спектрів, отриманих на поверхні зразка за допомогою методу кластеризації K-середніх.Крайові профілі Cr L утворюють два просторово розподілені оптимальні кластери в гарячеоброблених і холоднокатаних зразках, показаних на рис.5. Зрозуміло, що жодні локальні структурні зміни не сприймаються як подібні, оскільки два центроїди спектрів XAS Cr є порівнянними.Ці спектральні форми двох кластерів майже ідентичні тим, що відповідають Cr2O342, що означає, що шари Cr2O3 відносно рівномірно розподілені на SDSS.
Cr L K-означає кластери крайових областей, а b є відповідними центроїдами XAS.Результати порівняння K-means X-PEEM холоднокатаного SDSS: c Cr L2.3 крайова область кластерів K-means і d відповідні центроїди XAS.
Щоб проілюструвати більш складні карти країв FeL, чотири та п’ять оптимізованих кластерів і пов’язані з ними центроїди (спектральні профілі) були використані для гарячеоброблених і холоднокатаних зразків відповідно.Таким чином, процентний вміст (%) Fe2+ і Fe3+ можна отримати шляхом підгонки LCF, показаної на рис.4.Для виявлення мікрохімічної неоднорідності поверхневої оксидної плівки використовували псевдоелектродний потенціал Epseudo як функцію Fe0.Епсевдо приблизно оцінюється за правилом змішування,
де \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) дорівнює \(\rm{Fe} + 2e^ – \ до \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 і 0,036 В відповідно.Ділянки з меншим потенціалом мають більший вміст сполуки Fe3+.Розподіл потенціалу в термодеформованих зразках має шаруватий характер з максимальною зміною близько 0,119 В (рис. 6а, б).Цей розподіл потенціалу тісно пов'язаний з рельєфом поверхні (рис. 6а).Жодних інших залежних від позиції змін у нижній ламінарній внутрішній частині не спостерігалося (рис. 6b).Навпаки, для з’єднання різнорідних оксидів із різним вмістом Fe2+ та Fe3+ у холоднокатаному СНДС можна спостерігати неоднорідний характер псевдопотенціалу (рис. 6в, г).Оксиди Fe3+ та/або (окси)гідроксиди є основними складовими іржі в сталі та проникні для кисню та води50.У цьому випадку острівці, багаті Fe3+, вважаються локально розподіленими і можуть розглядатися як корозійні ділянки.При цьому показником локалізації активних осередків корозії може бути використаний не абсолютне значення потенціалу, а градієнт потенціального поля.Такий нерівномірний розподіл Fe2+ і Fe3+ на поверхні холоднокатаного SDSS може змінити місцеву хімію та забезпечити більш практичну активну площу поверхні під час руйнування оксидної плівки та корозійних реакцій, дозволяючи основній металевій матриці продовжувати корозію, що призводить до внутрішньої неоднорідності.властивості і знижують захисні властивості пасивуючого шару.
K-середні кластери та відповідні центроїди XAS у крайовій області Fe L2.3 гарячедеформованого X-PEEM ac та df холоднокатаного SDSS.a, d K-середні графіки кластерів, накладені на зображення X-PEEM.Розрахований псевдоелектродний потенціал (Epseudo) згадується разом із кластерним графіком K-середніх.Яскравість зображення X-PEEM, як і колір на рис. 2, пропорційна інтенсивності поглинання рентгенівського випромінювання.
Відносно однорідний Cr, але різний хімічний стан Fe призводить до різних пошкоджень оксидної плівки та корозії в гарячеобробленому та холоднокатаному Ce-2507.Ця властивість холоднокатаного Ce-2507 добре вивчена.Що стосується утворення оксидів і гідроксидів Fe в навколишньому повітрі в цій майже нейтральній роботі, реакції наступні:
Зазначені вище реакції відбуваються в наведених нижче сценаріях на основі аналізу X-PEEM.Невелике плече, що відповідає Fe0, пов’язане з металевим залізом, що лежить під ним.Реакція металевого Fe з навколишнім середовищем призводить до утворення шару Fe(OH)2 (рівняння (5)), який посилює сигнал Fe2+ у Fe L-краю XAS.Тривале перебування на повітрі може призвести до утворення оксидів Fe3O4 та/або Fe2O3 після Fe(OH)252,53.Дві стабільні форми Fe, Fe3O4 і Fe2O3, також можуть утворюватися в багатому Cr3+ захисному шарі, з якого Fe3O4 віддає перевагу однорідній і липкій структурі.Наявність обох призводить до змішаних ступенів окислення (спектр XAS-1).Спектр XAS-2 в основному відповідає Fe3O4.Тоді як спостереження спектрів XAS-3 у кількох місцях показало повне перетворення в γ-Fe2O3.Оскільки глибина проникнення розгорнутого рентгенівського випромінювання становить близько 50 нм, сигнал від нижнього шару призводить до більшої інтенсивності піку А.
Спектр XPA показує, що компонент Fe в оксидній плівці має шарувату структуру в поєднанні з шаром оксиду Cr.На відміну від ознак пасивації внаслідок локальної неоднорідності Cr2O3 під час корозії, незважаючи на рівномірний шар Cr2O3 у даній роботі спостерігається низька корозійна стійкість, особливо для холоднокатаних зразків.Спостережувану поведінку можна зрозуміти як неоднорідність хімічного ступеня окислення у верхньому шарі (Fe), що впливає на корозійні характеристики.Завдяки однаковій стехіометрії верхнього шару (оксид заліза) і 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 ступінь окислення Fe, є кращим, ніж різкі стехіометричні зміни.Термодеформований SDSS має більш однорідну поверхню, більш щільний захисний шар і кращу стійкість до корозії.У той час як для холоднокатаного SDSS наявність багатих Fe3+ острівців під захисним шаром порушує цілісність поверхні та викликає гальванічну корозію з прилеглою підкладкою, що призводить до різкого падіння Rp (табл. 1).Спектр EIS і його корозійна стійкість знижуються.Можна побачити, що локальний розподіл острівців, багатих Fe3+ внаслідок пластичної деформації, головним чином впливає на корозійну стійкість, що є проривом у цій роботі.Таким чином, у даній роботі представлені спектрально-мікроскопічні зображення зниження корозійної стійкості зразків SDSS, досліджених методом пластичної деформації.
Крім того, незважаючи на те, що рідкоземельні сплави в двофазних сталях показують кращі характеристики, взаємодія цього елемента добавки з окремою сталевою матрицею з точки зору корозійної поведінки згідно зі спектральною мікроскопією залишається невловимою.Поява сигналів Ce (через М-краї XAS) з’являється лише в кількох місцях під час холодної прокатки, але зникає під час гарячої деформації SDSS, що вказує на локальне виділення Ce в сталевій матриці, а не на гомогенне легування.Незважаючи на те, що механічні властивості SDSS6,7 істотно не покращуються, присутність рідкоземельних елементів зменшує розмір включень і, як вважають, перешкоджає пітингу в початковій області54.
На завершення ця робота розкриває вплив неоднорідності поверхні на корозію 2507 SDSS, модифікованого церієм, шляхом кількісного визначення хімічного вмісту нанорозмірних компонентів.Ми відповідаємо на запитання, чому нержавіюча сталь піддається корозії навіть під захисним оксидним шаром, шляхом кількісного визначення її мікроструктури, хімії поверхні та обробки сигналу за допомогою кластеризації K-середніх.Встановлено, що острівці, багаті на Fe3+, включаючи їх октаедричну та тетраедричну координацію вздовж всієї характеристики змішаного Fe2+/Fe3+, є джерелом пошкодження та корозії холоднокатаної оксидної плівки SDSS.Наноострівці з домінуванням Fe3+ призводять до низької корозійної стійкості навіть за наявності достатнього стехіометричного пасивуючого шару Cr2O3.На додаток до методологічних досягнень у визначенні впливу нанорозмірної хімічної гетерогенності на корозію, очікується, що поточна робота надихне інженерні процеси для підвищення корозійної стійкості нержавіючої сталі під час виробництва сталі.
Щоб підготувати злиток Ce-2507 SDSS, використаний у цьому дослідженні, змішану композицію, що включає лігатуру Fe-Ce, ущільнену трубою з чистого заліза, розплавили в 150-кілограмовій середньочастотній індукційній печі для отримання розплавленої сталі та залили у форму.Виміряний хімічний склад (мас.%) наведено в Додатковій таблиці 2. Злитки спочатку піддаються гарячому куванню в блоки.Потім відпалювали при 1050°C протягом 60 хв, щоб отримати сталь у стані твердого розчину, а потім загартовували у воді до кімнатної температури.Досліджувані зразки були детально вивчені за допомогою ПЕМ та ДОЕ для вивчення фаз, зернистості та морфології.Більш детальну інформацію про зразки та процес виробництва можна знайти в інших джерелах6,7.
Циліндричні зразки (φ10 мм×15 мм) для гарячого пресування обробляли так, щоб вісь циліндра була паралельна напрямку деформації блоку.Високотемпературне стиснення проводили при різних температурах в діапазоні 1000-1150°С на термосимуляторі 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 хв при обраній температурі для усунення градієнта температури.Після досягнення однорідності температури зразок деформували до значення істинної деформації 0,7.Після деформації зразки негайно гартували водою для збереження деформованої структури.Потім загартований зразок розрізають паралельно напрямку стиснення.Для цього конкретного дослідження ми вибрали зразок із 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 ЛГ-300 з найкращими механічними властивостями серед усіх інших ступенів деформації6.Швидкість деформації та зменшення товщини для кожного шляху становлять 0,2 м·с-1 і 5% відповідно.
Електрохімічна робоча станція Autolab PGSTAT128N використовувалася для електрохімічних вимірювань SDSS після холодної прокатки до зменшення товщини на 90% (1,0 еквівалент справжньої деформації) і після гарячого пресування при 1050°C протягом 10 с-1 до справжньої деформації 0,7.Робоча станція має триелектродну комірку з насиченим каломельним електродом як електродом порівняння, графітовим протиелектродом і зразком SDSS як робочим електродом.Зразки нарізали на циліндри діаметром 11,3 мм, до боків яких припаяли мідні дроти.Потім зразки фіксували епоксидною смолою, залишаючи робочу відкриту область 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 витримували на повітрі протягом кількох днів 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 він є корозійним у присутності іонів хлориду з сильною окислювальною здатністю та низьким pH. Екологічні стандарти G48 і A923.Перед проведенням будь-яких вимірювань занурте зразок у досліджуваний розчин на 1 годину, щоб досягти майже стабільного стану.Для твердорозчинних, гарячеформованих і холоднокатаних зразків вимірювання імпедансу проводили при потенціалах холостого ходу (ОПК) 0,39, 0,33 і 0,25 В відповідно в діапазоні частот від 1105 до 0,1 Гц з амплітудою 5 мВ.Усі хімічні випробування повторювали принаймні 3 рази в однакових умовах, щоб забезпечити відтворюваність даних.
Для вимірювань HE-SXRD прямокутні дуплексні сталеві блоки розміром 1 × 1 × 1,5 мм3 були виміряні для кількісного визначення фазового складу пучка високоенергетичного виглера Brockhouse в CLS, Канада56.Збір даних проводився в геометрії Дебая-Шеррера або геометрії пропускання при кімнатній температурі.Довжина хвилі рентгенівського випромінювання, відкалібрована за допомогою калібратора LaB6, становить 0,212561 Å, що відповідає 58 кеВ, що набагато вище, ніж у Cu Kα (8 кеВ), який зазвичай використовується як лабораторне джерело рентгенівського випромінювання.Зразок знаходився на відстані 740 мм від детектора.Об’єм детектування кожного зразка становить 0,2 × 0,3 × 1,5 мм3, що визначається розміром променя та товщиною зразка.Усі дані збирали за допомогою детектора зон Perkin Elmer, рентгенівського детектора з плоскою панеллю, пікселів 200 мкм, 40×40 см2 із використанням часу експозиції 0,3 с і 120 кадрів.
Вимірювання X-PEEM двох обраних модельних систем проводилися на кінцевій станції Beamline MAXPEEM PEEM у лабораторії MAX IV (Лунд, Швеція).Зразки готували так само, як і для електрохімічних вимірювань.Підготовлені зразки витримували на повітрі кілька днів і дегазували в камері надвисокого вакууму перед опроміненням синхротронними фотонами.Енергетична роздільна здатність лінії пучка була отримана шляхом вимірювання спектру виходу іонів в області збудження від N 1 с до 1\(\pi _g^ \ast\) поблизу hv = 401 еВ в N2 із залежністю енергії фотона від E3/2, 57. Апроксимаційні спектри дали ΔE (ширина спектральної лінії) близько 0,3 еВ в діапазон виміряної енергії. Таким чином, енергетична роздільна здатність лінії променя була оцінена як E/∆E = 700 еВ/0,3 еВ > 2000 і потік ≈1012 ф/с за допомогою модифікованого монохроматора SX-700 із граткою Si 1200 ліній мм−1 для Fe 2p L2,3 edge, Cr 2p L2,3 edge, Ni 2p L2,3 edge та Ce Кромка М4,5. Таким чином, енергетична роздільна здатність лінії променя була оцінена як E/∆E = 700 еВ/0,3 еВ > 2000 і потік ≈1012 ф/с за допомогою модифікованого монохроматора SX-700 із граткою Si 1200 ліній мм−1 для Fe 2p L2.3 edge, Cr 2p L2.3 edge, Ni 2p L2.3 edge та Ce Край М4,5. Таким чином, енергетичний дозвіл каналу пучка 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 кромки Fe 2p L2,3, кромки Cr 2p L2,3, кромки Ni 2p L2,3 і кромки. мка Ce M4,5. Таким чином, енергетична роздільна здатність каналу пучка була оцінена як E/∆E = 700 еВ/0,3 еВ > 2000 і потік ≈1012 f/s з використанням модифікованого монохроматора SX-700 з ґраткою Si 1200 ліній/мм для краю Fe 2p L2,3, краю Cr 2p L2.3, краю Ni 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мм-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 120 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 边缘、Ni 2p L2.3 边缘和C e M4.5 边缘。Так, при використанні модифікованого монохроматора SX-700 з 1200 штриховою решіткою Si.3, кромка Cr 2p L2.3, кромка Ni 2p L2.3 та кромка Ce M4.5.Сканування енергії фотона з кроком 0,2 еВ.При кожній енергії PEEM-зображення були записані за допомогою CMOS-детектора TVIPS F-216 з оптоволоконною зв’язкою з 2 × 2 баками, який забезпечує роздільну здатність 1024 × 1024 пікселів у полі зору 20 мкм.Час експозиції зображень становив 0,2 с, в середньому 16 кадрів.Енергія фотоелектронного зображення вибирається таким чином, щоб забезпечити максимальний сигнал вторинних електронів.Усі вимірювання проводилися при нормальному падінні з використанням лінійно поляризованого променя фотонів.Більше інформації про вимірювання можна знайти в попередньому дослідженні.Після вивчення режиму виявлення загального виходу електронів (TEY) і його застосування в X-PEEM49 оцінюється, що пробна глибина цього методу становить приблизно 4-5 нм для сигналу Cr і приблизно 6 нм для Fe.Глибина Cr дуже близька до товщини оксидної плівки (~4 нм)60,61, тоді як глибина Fe більша за товщину.XRD, зібраний на краю Fe L, є сумішшю XRD оксидів заліза та Fe0 з матриці.У першому випадку інтенсивність випромінюваних електронів походить від усіх можливих типів електронів, які сприяють TEY.Однак сигнал чистого заліза вимагає більшої кінетичної енергії, щоб електрони пройшли крізь шар оксиду на поверхню та були зібрані аналізатором.У цьому випадку сигнал Fe0 в основному обумовлений оже-електронами LVV, а також емітованими ними вторинними електронами.Крім того, інтенсивність TEY, створена цими електронами, слабшає під час шляху виходу електронів, ще більше зменшуючи спектральний відгук 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-means широко використовується в кількох сферах, включаючи машинне зір, обробку зображень, неконтрольоване розпізнавання образів, штучний інтелект і класифікаційний аналіз.Наприклад, кластеризація K-середніх показала хороші результати в кластеризації даних гіперспектральних зображень.В принципі, для багатофункціональних даних алгоритм K-means може легко згрупувати їх на основі інформації про їхні атрибути (властивості енергії фотонів).K-means clustering — це ітераційний алгоритм для поділу даних на K непересічних груп (кластерів), де кожен піксель належить до певного кластеру залежно від просторового розподілу хімічної неоднорідності в мікроструктурному складі сталі.Алгоритм K-means включає два етапи: на першому етапі обчислюється K центроїдів, а на другому етапі кожній точці призначається кластер із сусідніми центроїдами.Центр тяжіння кластера визначається як середнє арифметичне точок даних (спектр XAS) для цього кластера.Існують різні відстані, щоб визначити сусідні центроїди як евклідову відстань.Для вхідного зображення px,y (де x і y — роздільна здатність у пікселях), CK — центр тяжіння кластера;потім це зображення можна сегментувати (кластеризувати) на K кластерів за допомогою K-means63.Останні кроки алгоритму кластеризації K-середніх:
Крок 2. Обчисліть приналежність усіх пікселів відповідно до поточного центроїда.Наприклад, він обчислюється на основі евклідової відстані d між центром і кожним пікселем:
Крок 3. Призначте кожному пікселю найближчий центроїд.Потім перерахуйте положення K центроїда таким чином:
Крок 4. Повторюйте процес (рівняння (7) і (8)), поки центроїди не збіжаться.Кінцеві результати якості кластеризації сильно корелюють із найкращим вибором початкових центроїдів.Для структури даних PEEM сталевих зображень зазвичай X (x × y × λ) є кубом даних тривимірного масиву, тоді як осі x і y представляють просторову інформацію (роздільна здатність пікселів), а вісь λ відповідає фотону.енергетична спектральна картина.Алгоритм K-means використовується для дослідження цікавих областей у даних X-PEEM шляхом відокремлення пікселів (кластерів або підблоків) відповідно до їхніх спектральних характеристик і вилучення найкращих центроїдів (спектральних профілів XAS) для кожного аналіту.кластер).Він використовується для вивчення просторового розподілу, локальних спектральних змін, поведінки окислення та хімічних станів.Наприклад, алгоритм кластеризації K-means використовувався для областей L-краю Fe та Cr L-краю в гарячообробленому та холоднокатаному X-PEEM.Було протестовано різну кількість K кластерів (областей мікроструктури), щоб знайти оптимальні кластери та центроїди.Коли ці числа відображаються, пікселі перепризначаються відповідним центроїдам кластера.Кожен колірний розподіл 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.
Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкість до руйнування зварної дуплексної нержавіючої сталі. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкість до руйнування зварної дуплексної нержавіючої сталі. Sieurin, H. & Sandström, R. В'язкість руйнування сварної дуплексної нержавіючої сталі. Sieurin, H. & Sandström, R. В'язкість до 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. Sieurin, H. & Sandström, R. В'язкість до руйнування зварних дуплексних нержавіючих сталей.Британія.Дробова частина.хутро.73, 377–390 (2006).
Адамс, Ф. В., Олубамбі, Пенсільванія, Потгітер, Дж. Х. та Ван Дер Мерве, Дж. Корозійна стійкість дуплексних нержавіючих сталей у вибраних органічних кислотах і середовищах органічних кислот/хлоридів. Адамс, Ф. В., Олубамбі, Пенсільванія, Потгітер, Дж. Х. та Ван Дер Мерве, Дж. Корозійна стійкість дуплексних нержавіючих сталей у вибраних органічних кислотах і середовищах органічних кислот/хлоридів.Адамс, Ф.В., Олубамбі, П.А., Потгітер, Дж. Х.і Van Der Merwe, J. Корозійна стійкість дуплексної нержавіючої сталі в 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在特定的органічна酸和органічна酸/хлороване середовище的耐过性性。.Адамс, Ф.В., Олубамбі, П.А., Потгітер, Дж. Х.і Van Der Merwe, J. Корозійна стійкість дуплексних нержавіючих сталей у вибраних середовищах органічних кислот і органічних кислот/хлоридів.консервант.Матеріали Методи 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. та ін.Корозійно-окислювальна поведінка дуплексних сплавів Fe-Al-Mn-C.Матеріали 12, 2572 (2019).
Левков Л., Шуригін Д., Дуб В., Косирєв К. та Балікоєв А. Нове покоління супердуплексних сталей для обладнання газонафтовидобутку. Левков Л., Шуригін Д., Дуб В., Косирєв К. та Балікоєв А. Нове покоління супердуплексних сталей для обладнання газонафтовидобутку.Левков Л., Шуригін Д., Дуб В., Косирєв К., Балікоєв А. Нове покоління супердуплексних сталей для нафтогазовидобувного обладнання.Левков Л., Шуригін Д., Дуб В., Косирєв К., Балікоєв А. Нове покоління супердуплексних сталей для газонафтовидобувного обладнання.Вебінар E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Дослідження поведінки гарячої деформації дуплексної нержавіючої сталі марки 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 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 Утайсансук, В. Дослідження поведінки гарячої деформації дуплексної нержавіючої сталі типу 2507.метал. 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 контрольованої холодної прокатки на мікроструктуру та механічні властивості модифікованої церієм супердуплексної нержавіючої сталі SAF 2507.альма-матер.наука.Британія.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. та ін.Структурно-механічні властивості, викликані термічною деформацією модифікованої церієм супердуплексної нержавіючої сталі SAF 2507.Ж. Alma mater.резервуар для зберігання.технології.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Вплив рідкоземельних елементів на поведінку високотемпературного окислення аустенітної сталі. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Вплив рідкоземельних елементів на поведінку високотемпературного окислення аустенітної сталі.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. і Zheng K. Вплив рідкоземельних елементів на поведінку аустенітної сталі при високотемпературному окисленні. Чжен, З., Ван, С., Лонг, Дж., Ван, Дж. і Чжен, К. 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.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. і Zheng K. Вплив рідкоземельних елементів на поведінку аустенітних сталей при високотемпературному окисленні.корос.наука.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Вплив Ce на мікроструктуру та властивості 27Cr-3.8Mo-2Ni суперферритних нержавіючих сталей. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Вплив Ce на мікроструктуру та властивості 27Cr-3.8Mo-2Ni суперферритних нержавіючих сталей.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. and Sun S. Вплив Se на мікроструктуру та властивості суперферритних 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。 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Вплив Ce на мікроструктуру та властивості 27Cr-3.8Mo-2Ni нержавіючої сталі суперсталі. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Вплив Ce на мікроструктуру та властивості суперферритної 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.Залізний знак.Steelmak 47, 67–76 (2020).