Дякуємо за відвідування Nature.com. Ви використовуєте версію браузера з обмеженою підтримкою CSS. Для найкращого досвіду рекомендуємо використовувати оновлений браузер (або вимкнути режим сумісності в Internet Explorer). Крім того, для забезпечення постійної підтримки ми показуємо сайт без стилів та JavaScript.
Відображає карусель із трьох слайдів одночасно. Використовуйте кнопки «Попередній» та «Наступний», щоб переходити між трьома слайдами одночасно, або скористайтеся кнопками-повзунками в кінці, щоб переходити між трьома слайдами одночасно.
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 зазвичай пов'язані з руйнуванням цих шарів, але рідко з появою поверхневих неоднорідностей, залежно від мікроскопічного рівня. У цій роботі нанорозмірна хімічна гетерогенність поверхні, виявлена ​​за допомогою спектроскопічної мікроскопії та хемометричного аналізу, несподівано домінує в руйнуванні та корозії холоднокатаної модифікованої церієм супердуплексної нержавіючої сталі 2507 (SDSS) під час її гарячої деформації. Хоча рентгенівська фотоелектронна мікроскопія показала відносно рівномірне покриття природного шару Cr2O3, пасиваційні характеристики холоднокатаної SDSS були низькими через локальний 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 у боротьбі з корозією подібних високолегованих металів.
З моменту винаходу нержавіючої сталі, антикорозійні властивості ферохрому приписуються хрому, який утворює сильні оксиди/оксигідроксиди та проявляє пасивувальну поведінку в більшості середовищ. Порівняно зі звичайними (аустенітними та феритними) нержавіючими сталями 1, 2, 3, супердуплексні нержавіючі сталі (SDSS) мають кращу корозійну стійкість та чудові механічні властивості. 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, тим самим розширюючи її застосування для контролю забруднення, хімічних контейнерів та морської нафтогазової промисловості4. Однак вузький діапазон температур термічної обробки та погана формуваність перешкоджають їх широкому практичному застосуванню. Тому SDSS модифікують для покращення вищезазначених характеристик. Наприклад, модифікація Ce була введена в SDSS 2507 (Ce-2507) з високим вмістом азоту6,7,8. Рідкоземельний елемент (Ce) у відповідній концентрації 0,08 мас.% позитивно впливає на механічні властивості DSS, оскільки покращує подрібнення зерен та міцність по межах зерен. Також покращуються зносостійкість та корозійна стійкість, міцність на розрив та межа текучості, а також гаряча оброблюваність9. Велика кількість азоту може замінити дорогий нікель, що робить SDSS більш економічно ефективним10.
Нещодавно SDSS пластично деформували за різних температур (кріогенних, холодних та гарячих) для досягнення чудових механічних властивостей6,7,8. Однак на чудову корозійну стійкість SDSS, зумовлену наявністю тонкої оксидної плівки на поверхні, впливає багато факторів, таких як властива їм гетерогенність через наявність гетерогенних фаз з різними межами зерен, небажані преципітати та різні деформації аустенітної та феритної фаз7. Тому вивчення мікроскопічних властивостей таких плівок аж до рівня електронної структури стає вирішальним для розуміння корозії SDSS та вимагає складних експериментальних методів. Досі поверхнево-чутливі методи, такі як оже-електронна спектроскопія11 та рентгенівська фотоелектронна спектроскопія12,13,14,15 та жорстка рентгенівська фотоемісійна мікроскопія (HAX-PEEM)16, зазвичай не виявляли хімічних відмінностей у поверхневих шарах. Кілька недавніх досліджень пов'язали локалізоване окислення хрому зі спостережуваною корозійною поведінкою аустенітних нержавіючих сталей17, мартенситних сталей18 та SDSS19,20. 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, які успадкували невеликий розмір в результаті термомеханічної обробки, знаходяться поблизу одна одної, але відрізняються за складом та ступенем окислення16,21. Тому, щоб виявити розтріскування оксидних плівок та подальше утворення точок, необхідно розуміти поверхневу гетерогенність на мікроскопічному рівні. Незважаючи на ці вимоги, кількісні оцінки, такі як латеральна гетерогенність при окисленні, особливо для Fe на нано- та атомному рівні, все ще відсутні, а її кореляція з корозійною стійкістю залишається невивченою. Донедавна хімічний стан різних елементів, таких як Fe та Ca22, на сталевих зразках кількісно характеризувався за допомогою м'якої рентгенівської фотоелектронної мікроскопії (X-PEEM) у нанорозмірних синхротронних установках випромінювання. У поєднанні з хімічно чутливою рентгенівською абсорбційною спектроскопією (XAS), X-PEEM дозволяє проводити XAS-вимірювання з високою просторовою та спектральною роздільною здатністю, надаючи хімічну інформацію про склад елементів та їх хімічний стан з просторовою роздільною здатністю аж до двадцяти трьох нанометрового масштабу. Таке спектромікроскопічне спостереження початку процесу полегшує локальні хімічні спостереження та може продемонструвати хімічні зміни в просторі шару заліза, які раніше не досліджувалися.
Це дослідження розширює переваги PEEM у виявленні хімічних відмінностей на нанорівні та представляє глибокий метод аналізу поверхні на атомному рівні для розуміння корозійної поведінки Ce-2507. У ньому використовується кластерний хемометричний підхід K-means24 для картування глобальної хімічної (гетеро)однорідності елементів, хімічні стани яких представлені у статистичному представленні. На відміну від корозії, ініційованої руйнуванням плівки оксиду хрому у традиційному випадку, менша пасивація та нижча корозійна стійкість наразі пояснюються локалізованими наноострівцями, багатими на Fe3+, поблизу шару оксиду Fe/Cr, що може мати захисні властивості. Оксид руйнує пунктирну плівку та 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 кислому (pH = 1) водному розчині FeCl3 за кімнатної температури. Вибраний електроліт діє як сильний окислювач, характеризуючи тенденцію пасиваційної плівки до руйнування. Хоча матеріал не зазнав стабільного пітингу за кімнатної температури, аналіз дав уявлення про можливі випадки руйнування та подальшу корозію. Еквівалентну схему (рис. 1d) було використано для апроксимації спектру електрохімічної імпедансної спектроскопії (EIS), а відповідні результати апроксимації наведено в таблиці 1. Неповні півкола з'являються в зразках, оброблених розчином та гаряче накатаних, тоді як стиснуті півкола з'являються в холоднокатаних аналогах (рис. 1b). В EIS-спектроскопії радіус півкола можна розглядати як поляризаційний опір (Rp)25,26. Значення Rp для ЗПС, обробленої розчином, у таблиці 1 становить близько 135 кОм см–2, проте значення для гарячекатаної та холоднокатаної ЗПС значно нижчі, 34,7 та 2,1 кОм см–2 відповідно. Це значне зниження Rp свідчить про негативний вплив пластичної деформації на пасивацію та корозійну стійкість, як показано в попередніх звітах27,28,29,30.
a Діаграми імпедансу Найквіста, b, c Діаграми боде та фази, та d відповідні моделі еквівалентних схем, де RS – опір електроліту, Rp – поляризаційний опір, а QCPE – оксид елемента постійної фази, що використовується для моделювання неідеальної ємності (n). Вимірювання EIS проводяться при потенціалі розімкнутого кола.
Одночасні константи показано на графіку Боде, з плато у високочастотному діапазоні, що представляє опір електроліту RS26. Зі зменшенням частоти імпеданс збільшується, і виявляється негативний фазовий кут, що вказує на домінування ємності. Фазовий кут збільшується, зберігаючи максимум у відносно широкому діапазоні частот, а потім зменшується (рис. 1c). Однак у всіх трьох випадках цей максимум все ще менше 90°, що вказує на неідеальну ємнісну поведінку через ємнісну дисперсію. Таким чином, постійний фазовий елемент (CPE) QCPE використовується для представлення розподілів міжфазної ємності, що виникають через шорсткість або неоднорідність поверхні, особливо на атомному рівні, фрактальну геометрію, пористість електродів, неоднорідний потенціал та геометрію з формою електродів31,32. Імпеданс CPE:
де j – уявне число, а ω – кутова частота. QCPE – це незалежна від частоти константа, пропорційна ефективній відкритій площі електроліту. n – безрозмірне число степеня, яке описує відхилення конденсатора від ідеальної ємності, тобто чим ближче n до 1, тим ближче CPE до чисто ємнісного, тоді як якщо n близьке до нуля, він здається резистивним. Невеликі відхилення n, близькі до 1, вказують на неідеальну ємнісну поведінку поверхні після поляризаційних випробувань. QCPE холоднокатаного SDSS значно вищий, ніж у його аналогів, а це означає, що якість поверхні менш однорідна.
Відповідно до більшості властивостей корозійної стійкості нержавіючих сталей, відносно високий вміст Cr у SDSS зазвичай призводить до чудової корозійної стійкості SDSS завдяки наявності пасивуючої захисної оксидної плівки на поверхні17. Такі пасивуючі плівки зазвичай багаті на оксиди та/або гідроксиди Cr3+, переважно в поєднанні з оксидами Fe2+, Fe3+ та/або (окси)гідроксидами33. Незважаючи на однакову однорідність поверхні, пасивуючий оксидний шар та відсутність спостережуваних поверхневих тріщин згідно з мікроскопічними вимірюваннями6,7, корозійна поведінка гарячекатаних та холоднокатаних SDSS відрізняється, тому необхідне поглиблене вивчення мікроструктурних характеристик для деформації сталі.
Мікроструктуру деформованої нержавіючої сталі було кількісно досліджено за допомогою власного та синхротронного високоенергетичного рентгенівського випромінювання (Додаткові рисунки 1, 2). Детальний аналіз наведено в Додатковій інформації. Хоча існує загальний консенсус щодо типу основної фази, були виявлені відмінності в об'ємних частках фази, які наведено в Додатковій таблиці 1. Ці відмінності можуть бути пов'язані з неоднорідними частками фаз на поверхні та в об'ємі, на які впливає різна глибина детектування рентгенівської дифракції (XRD). ) з різними джерелами енергії падаючих фотонів34. Відносно високі частки аустеніту в холоднокатаних зразках, визначені за допомогою XRD з лабораторного джерела, вказують на кращу пасивацію, а потім на кращу корозійну стійкість35, тоді як більш точні та статистичні результати свідчать про протилежні тенденції у частках 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 демонстрували більш зернистий характер, що свідчить про зерна мікронного розміру, тоді як гладкі кільця, що спостерігалися у холоднокатаних зразках (Додатковий рис. 3), свідчили про значне подрібнення зерен до нанорозміру в попередній роботі. Це повинно сприяти утворенню пасивної плівки та підвищенню корозійної стійкості. Вища щільність дислокацій зазвичай пов'язана з нижчою стійкістю до точкової коррозії, що добре узгоджується з електрохімічними вимірюваннями.
Зміни хімічного стану мікродоменів основних елементів систематично вивчалися за допомогою рентгенівського спектроскопічного аналізу з молекулярною масою (X-PEEM). Хоча легуючих елементів більше, тут обрані Cr, Fe, Ni та Ce39, оскільки Cr є ключовим елементом для формування пасивної плівки, Fe є основним елементом для сталі, а Ni посилює пасивацію та врівноважує феритно-аустенітну фазу. Метою Ce є визначення структури та модифікації. Налаштовуючи енергію синхротронного променя, рентгенівський спектроскопічний аналіз (XAS) фіксував основні характеристики Cr (край L2.3), Fe (край L2.3), Ni (край L2.3) та Ce (край M4.5) з поверхні. -2507 SDSS. Відповідний аналіз даних було проведено шляхом включення калібрування енергії з опублікованими даними (наприклад, XAS на Fe L2, 3 ребра40,41).
На рис. 2 показано зображення рентгенівського PEEM-спектроскопічного аналізу гарячеобробленого (рис. 2a) та холоднокатаного (рис. 2d) Ce-2507 SDSS та відповідних XAS-країв Cr та Fe L2,3 в окремо позначених позиціях. Край L2,3 XAS досліджує незайняті 3d-стани електронів після фотозбудження на рівнях спін-орбітального розщеплення 2p3/2 (край L3) та 2p1/2 (край L2). Інформація про валентний стан Cr була отримана за допомогою рентгеноструктурного аналізу краю L2,3 на рис. 2b,d. Порівняння посилань.42,43 показало, що поблизу краю L3 спостерігалися чотири піки A (578,3 еВ), B (579,5 еВ), C (580,4 еВ) та D (582,2 еВ), що відображають октаедричні іони Cr3+, що відповідають Cr2O3. Експериментальні спектри узгоджуються з теоретичними розрахунками, як показано 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 гарячеформованого SDSS, отриманого методом X-PEEM, що відповідає краю b Cr L2.3 та краю c Fe L2.3, d Теплове зображення холоднокатаного SDSS, отриманого методом X-PEEM, що відповідає краю e Cr L2.3 та f Fe L2.3 сторони (e). Спектри рентгенівського спектроскопічного аналізу (XAS), побудовані в різних просторових положеннях, позначених на теплових зображеннях (a, d) помаранчевими пунктирними лініями в (b) та (e), представляють змодельовані спектри XAS Cr3+ зі значенням кристалічного поля 2,0 еВ. Для зображень X-PEEM використовується теплова палітра для покращення читабельності зображення, де кольори від синього до червоного пропорційні інтенсивності рентгенівського поглинання (від низького до високого).
Незалежно від хімічного оточення цих металевих елементів, хімічний стан добавок легуючих елементів Ni та Ce для обох зразків залишався однаковим. Додаткове креслення. На рис. 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 стан окислення Ni2+ по всій виміряній поверхні гарячеоброблених та холоднокатаних зразків (Додаткове обговорення). Варто зазначити, що у випадку гарячеоброблених зразків сигнал XAS Ce не спостерігається, тоді як спектр Ce3+ холоднокатаних зразків спостерігається в одній точці. Спостереження плям Ce в холоднокатаних зразках показало, що Ce існує переважно у вигляді преципітатів.
У термічно деформованому SDSS не спостерігалося локальних структурних змін у XAS на краю Fe L2,3 (рис. 2c). Однак, як показано на рис. 2f, матриця Fe мікроскопічно змінює свій хімічний стан у семи випадково вибраних точках холоднокатаного SDSS. 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 мультиплетних 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 комбінації 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 виражається як шпінель 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 роботі, хоча співвідношення інтенсивностей цих двох іонів різні, їхнє співвідношення інтенсивностей eg/t2g становить ≈1, тоді як у цьому випадку спостережуване співвідношення інтенсивностей eg/t2g становить близько 1. Це виключає можливість присутності в цьому випадку лише Fe3+. Розглядаючи випадок Fe3O4 з комбінаціями Fe2+ та Fe3+, відомо, що слабша (сильна) перша ознака на краю L3 Fe вказує на меншу (більшу) незаповненість у стані t2g. Це стосується Fe2+ (Fe3+), що вказує на збільшення першої ознаки, що вказує на збільшення вмісту Fe2+47. Ці результати показують, що Fe2+ та γ-Fe2O3, α-Fe2O3 та/або Fe3O4 переважають на холоднокатаних поверхнях композитів.
Збільшені фотоемісійні електронні теплові зображення спектрів XAS (a, c) та (b, d) по краю 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) були нанесені на графік та порівняні з даними чистих сполук 40, 41, 48. По суті, три різні типи експериментально спостережуваних спектрів XAS з L-краєм Fe (XAS-1, XAS-2 та XAS-3: рис. 4a) спостерігалися в просторово різних місцях. Зокрема, спектр, подібний до 2-a (позначений як XAS-1) на рис. 3b, спостерігався по всій області інтересу, а потім спектр 2-b (позначений як XAS-2), тоді як спектр, подібний до E-3, спостерігався на рис. 3d (позначений як XAS-3) у певних локалізованих місцях. Зазвичай для ідентифікації валентних станів, присутніх у зразку-зонді, використовуються чотири параметри: (1) спектральні особливості L3 та L2, (2) енергетичні положення особливостей L3 та L2, (3) різниця енергій L3-L2, (4) співвідношення інтенсивності L2/L3. Згідно з візуальними спостереженнями (рис. 4a), усі три компоненти Fe, а саме Fe0, Fe2+ та Fe3+, присутні на поверхні досліджуваного SDSS. Розраховане співвідношення інтенсивності L2/L3 також вказувало на присутність усіх трьох компонентів.
a Спостережувані три різні експериментальні дані (суцільні лінії XAS-1, XAS-2 та XAS-3 відповідають 2-a, 2-b та E-3 на рис. 2 та рис. 3) порівняно з моделюванням спектрів порівняння XAS, октаедри Fe2+, Fe3+, значення кристалічного поля 1,0 еВ та 1,5 еВ відповідно, b–d Виміряні експериментальні дані (XAS-1, XAS-2, XAS-3) та відповідні оптимізовані дані LCF (суцільна чорна лінія), а також порівняння спектрів XAS-3 зі стандартами Fe3O4 (змішаний стан Fe) та Fe2O3 (чистий Fe3+).
Для кількісного визначення складу оксиду заліза було використано лінійну комбінацію (LCF) трьох стандартів40,41,48. 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 LCF-апроксимації у всіх випадках враховувався вміст Fe0 у зв'язку з невеликим виступом, який ми спостерігали у всіх даних, та тим фактом, що чорні метали 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.Фактично, X-PEEM виявляє Fe (~6 нм)49 глибше, ніж очікувана товщина оксидного шару (трохи більше 4 нм), що дозволяє виявляти сигнали 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 комбінацію Fe2+ та Fe3+ у спектрі XAS-1, де пропорції Fe2+ та Fe3+ близькі, близько 45%, що вказує на змішаний стан окислення Fe. Тоді як для спектру XAS-2 відсоток Fe2+ та Fe3+ становить ~30% та 60% відповідно. Вміст Fe2+ нижчий, ніж у Fe3+. Співвідношення Fe2+ до Fe3 1:2 означає, що Fe3O4 може утворюватися при тому ж співвідношенні іонів Fe. Крім того, для спектру XAS-3 відсотки Fe2+ та Fe3+ змінилися до ~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+, спектри XAS-3 разом з різними стандартами Fe3+ наведено на рис. 4e, демонструючи подібність з усіма двома стандартами, якщо враховувати пік B. Однак інтенсивність плеча (A: від Fe2+) та співвідношення інтенсивності B/A вказують на те, що спектр XAS-3 близький, але не такий, як у γ-Fe2O3. Порівняно з об'ємним γ-Fe2O3, інтенсивність XAS піку A SDSS для Fe2p трохи вища (рис. 4e), що вказує на вищу інтенсивність Fe2+. Хоча спектр XAS-3 подібний до спектру γ-Fe2O3, де Fe3+ присутній як в позиціях Oh, так і Td, ідентифікація різних валентних станів та координації лише за краєм L2,3 або співвідношенням інтенсивності L2/L3 все ще залишається проблемою. Це повторювана тема для обговорення через складність різних факторів, що беруть участь у кінцевому спектрі41.
Окрім спектральної дискримінації хімічних станів вибраних областей інтересу, описаних вище, глобальну хімічну гетерогенність ключових елементів Cr та Fe було оцінено шляхом класифікації всіх спектрів XAS, отриманих на поверхні зразка, за допомогою методу кластеризації K-середніх. Профілі країв Cr L були встановлені таким чином, щоб утворити два оптимальні кластери, просторово розподілені в гарячекатаних та холоднокатаних зразках, показаних на рис. 5. Зрозуміло, що жодних локальних структурних змін не спостерігалося, оскільки два центроїди спектрів XAS Cr дуже схожі. Ці спектральні форми двох кластерів майже ідентичні тим, що відповідають Cr2O342, що означає, що шари Cr2O3 відносно рівномірно розподілені по SDSS.
a кластер K-means L-крайових областей Cr, b відповідні центроїди XAS. Результати порівняння K-means X-PEEM холоднокатаного SDSS: c кластери K-means крайових областей Cr L2,3 та d відповідні центроїди XAS.
Для ілюстрації складнішої карти країв FeL використовуються чотири та п'ять оптимізованих кластерів та пов'язані з ними центроїди (спектральні розподіли) для гарячеоброблених та холоднокатаних зразків відповідно. Таким чином, відсоток (%) Fe2+ та Fe3+ можна отримати, коригуючи LCF, показаний на рис. 4. Псевдоелектродний потенціал Epseudo як функція Fe0 був використаний для виявлення мікрохімічної неоднорідності поверхневої оксидної плівки. Epseudo приблизно оцінюється за правилом змішування,
де (E_{\rm{Fe}/Fe}^{2 + (3 + )}}) дорівнює (Fe} + 2e^ – 0,440 та 0,036 В відповідно. Ділянки з нижчим потенціалом мають вищий вміст сполук Fe3+. Розподіл потенціалу в термічно деформованому зразку має шаруватий характер з максимальною зміною близько 0,119 В (рис. 6a,b). Цей розподіл потенціалу тісно пов'язаний з топографією поверхні (рис. 6a). Жодних інших змін, пов'язаних з положенням, у нижній пластинчастій внутрішній частині не спостерігалося (рис. 6b). Навпаки, для комбінації різних 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 компонентами корозії сталі та проникні для кисню та води50. У цьому випадку видно, що острівці, багаті на Fe3+, розподілені локально та можуть розглядатися як області корозії. У цьому випадку градієнт потенціального поля, а не абсолютне значення потенціалу, можна розглядати як індикатор локалізації активних областей корозії51. Такий неоднорідний розподіл Fe2+ та Fe3+ на поверхні холоднокатаного SDSS може змінювати локальні хімічні властивості та забезпечувати більш ефективну площу поверхні в реакціях розтріскування оксидної плівки та корозії, тим самим дозволяючи нижній металевій матриці безперервно кородувати, що призводить до внутрішньої неоднорідності та знижує захисні характеристики пасивуючого шару.
K-середні кластери крайових областей Fe L2,3 та відповідні центроїди XAS для a–c гарячеобробленого рентгенівського електроізоляційного сплаву (X-PEEM) та d–f холоднокатаного SDSS. a, d Графік кластерів K-середніх, накладений на зображення X-PEEM. Розраховані псевдоелектродні потенціали (епсевдо) згадані разом із діаграмами кластерів K-середніх. Яскравість зображення X-PEEM, такого як колір на рис. 2, прямо пропорційна інтенсивності рентгенівського поглинання.
Відносно однорідний Cr, але різний хімічний стан Fe призводить до різного походження розтріскування оксидної плівки та корозійних структур у гарячекатаному та холоднокатаному Ce-2507. Ця властивість холоднокатаного Ce-2507 добре відома. Щодо утворення оксидів та гідроксидів Fe в атмосферному повітрі, наступні реакції в цій роботі розглядаються як нейтральні реакції:
На основі вимірювань X-PEEM, вищезгадана реакція відбувалася в наступних випадках. Невелике плече, що відповідає Fe0, пов'язане з нижчим металевим залізом. Реакція металевого Fe з навколишнім середовищем призводить до утворення шару Fe(OH)2 (рівняння (5)), який підсилює сигнал Fe2+ в XAS L-краю Fe. Тривалий вплив повітря призведе до утворення оксидів Fe3O4 та/або Fe2O3 після Fe(OH)252,53. Два типи стабільного Fe, Fe3O4 та Fe2O3, також можуть утворюватися в захисному шарі, багатому на Cr3+, де Fe3O4 віддає перевагу однорідній та когезійній структурі. Присутність обох призводить до змішаних станів окислення (спектр XAS-1). Спектр XAS-2 переважно відповідає Fe3O4. Тоді як спектри XAS-3, що спостерігалися в кількох положеннях, вказували на повне перетворення на γ-Fe2O3. Оскільки розгорнуті рентгенівські промені мають глибину проникнення приблизно 50 нм, сигнал від нижчого шару призводить до вищої інтенсивності піку A.
Рентгенівський дифракційний спектр показує, що компонент Fe в оксидній плівці має шарувату структуру, яка поєднується з шаром оксиду Cr. На відміну від пасивації, характерної для корозії через локальну неоднорідність Cr2O317, незважаючи на рівномірний шар Cr2O3 у цьому дослідженні, у цьому випадку спостерігалася низька корозійна стійкість, особливо для холоднокатаних зразків. Спостережувану поведінку можна розуміти як неоднорідність хімічного стану окислення верхнього шару (Fe), що впливає на корозійні характеристики. Повільне перенесення іонів металу або кисню в решітці через однакову стехіометрію верхнього (оксид Fe) та нижнього шарів (оксид Cr)52,53 призводить до кращої взаємодії (адгезії) між ними. Це, у свою чергу, покращує корозійну стійкість. Тому безперервна стехіометрія, тобто один стан окислення Fe, є кращою за різкі стехіометричні зміни. Термічно деформований SDSS має більш рівномірну поверхню та щільніший захисний шар, що забезпечує кращу корозійну стійкість. Однак, для холоднокатаного SDSS наявність острівців, багатих на Fe3+, під захисним шаром руйнує цілісність поверхні та викликає гальванічну корозію сусідньої підкладки, що призводить до зниження Rp (Таблиця 1) у спектрах EIS та її корозійної стійкості. Отже, локально розподілені острівці, багаті на Fe3+ внаслідок пластичної деформації, головним чином впливають на показники корозійної стійкості, що є проривом у цій роботі. Тому в цьому дослідженні представлені спектромікрографії зниження корозійної стійкості внаслідок пластичної деформації досліджуваних зразків SDSS.
Крім того, хоча легування двофазних сталей рідкісноземельними елементами дає кращі результати, взаємодія цього доданого елемента з окремою сталевою матрицею з точки зору корозійної поведінки залишається невловимою, виходячи зі спостережень спектроскопічної мікроскопії. Сигнал Ce (вздовж M-краю XAS) з'являється лише в кількох місцях під час холодної прокатки, але зникає під час гарячої деформації SDSS, що вказує на локальне відкладення Ce в сталевій матриці замість гомогенного легування. Хоча механічні властивості SDSS не покращуються6,7, присутність REE зменшує розмір включень і, як вважається, пригнічує точкове утворення54.
На завершення, ця робота розкриває вплив гетерогенності поверхні на корозію SDSS 2507, модифікованого церієм, шляхом кількісного визначення хімічного вмісту нанорозмірних компонентів. Ми відповіли на питання, чому нержавіюча сталь кородує навіть при покритті захисним оксидним шаром, шляхом кількісного вивчення мікроструктури, хімічного стану поверхневих елементів та обробки сигналів за допомогою кластеризації K-середніх. Було встановлено, що острівці, багаті на Fe3+, включаючи їх октаедричну та тетраедричну координацію по всій структурі змішаного Fe2+/Fe3+, є джерелом руйнування оксидної плівки та джерелом корозії холоднокатаного SDSS. Наноострівці, в яких переважає Fe3+, призводять до низької корозійної стійкості навіть за наявності достатнього стехіометричного пасивуючого шару Cr2O3. Окрім методологічних досягнень, досягнутих у визначенні впливу нанорозмірної хімічної гетерогенності на корозію, очікується, що ця робота надихне на розробку інженерних процесів для покращення корозійної стійкості нержавіючих сталей під час виробництва сталі.
Для приготування злитків Ce-2507 SDSS, що використовуються в цьому дослідженні, змішані компоненти, включаючи лігатурний сплав Fe-Ce, герметизований чистими залізними трубками, були розплавлені в індукційній печі середньої частоти масою 150 кг для отримання розплавленої сталі та залиті у ливарні форми. Виміряні хімічні склади (мас. %) наведено в Додатковій таблиці 2. Спочатку злиток гарячо формують у блоки. Потім сталь відпалюють при 1050°C протягом 60 хвилин до твердого розчину, а потім гартують у воді до кімнатної температури. Досліджувані зразки були детально вивчені за допомогою просвічувальної електронної мікроскопії (TEM) та покажчикової електрофорези (DOE) для вивчення фаз, розміру зерна та морфології. Більш детальну інформацію про зразки та процес виробництва можна знайти в інших джерелах6,7.
Обробляти циліндричні зразки (φ10 мм × 15 мм) для гарячого пресування з віссю циліндра, паралельною напрямку деформації блоку. Високотемпературне стиснення проводилося з постійною швидкістю деформації в діапазоні 0,01-10 с-1 за різних температур в діапазоні 1000-1150°C за допомогою теплового симулятора Gleeble-3800. Перед деформацією зразки нагрівали за вибраної температури зі швидкістю 10 °C с-1 протягом 2 хвилин для усунення градієнта температури. Після досягнення однорідності температури зразки деформували до істинного значення деформації 0,7. Після деформації їх негайно гартували водою для збереження деформованої структури. Потім загартовані зразки розрізали паралельно напрямку стиснення. Для цього конкретного дослідження ми обрали зразок, термічно деформований при 1050°C, 10 с-1, через вищу спостережувану мікротвердість, ніж в інших зразків7.
Об'ємні зразки твердого розчину Ce-2507 (80 × 10 × 17 мм3) були випробувані на трифазній асинхронній двовалковій деформаційній машині LG-300, яка забезпечила найкращі механічні властивості серед усіх інших класів деформації6. Швидкість деформації та зменшення товщини становили 0,2 м·с-1 та 5% для кожного шляху відповідно.
Для електрохімічного вимірювання SDSS після холодного прокату до 90% зменшення товщини (1,0 еквівалентної істинної деформації) та гарячого пресування до 0,7 істинної деформації при 1050 oC та 10 с-1 було використано електрохімічну робочу станцію 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 зразок заливали епоксидною смолою, залишаючи робочу відкриту площу 1 см2 як робочий електрод (нижня поверхня циліндричного зразка). Будьте обережні під час затвердіння епоксидної смоли та під час подальшого шліфування та полірування, щоб уникнути розтріскування. Робочу поверхню оброблювали та полірували алмазною полірувальною суспензією з розміром частинок 1 мікрон, очищали 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 HCl до pH = 1,0 ± 0,01, використовувався для прискорення корозії нержавіючої сталі55, оскільки вона знаходиться в агресивних середовищах, де присутні іони хлориду з сильною окислювальною здатністю та низьким pH, як це визначено ASTM. Запропоновані стандарти - G48 та A923. Зразки занурювали у випробувальний розчин на 1 годину перед проведенням будь-яких вимірювань, щоб досягти стану, близького до стаціонарного. Для твердого розчину, гарячекатаних та холоднокатаних зразків діапазон частот вимірювання імпедансу становив 1 × 105 ~ 0,1 Гц, а потенціал розімкнутого кола (OPS) становив 5 мВ, що становило 0,39, 0,33 та 0,25 ВСКЕ відповідно. Кожне електрохімічне випробування будь-якого зразка повторювали принаймні тричі за тих самих умов, щоб забезпечити відтворюваність даних.
Для вимірювань HE-SXRD було проведено вимірювання прямокутних дуплексних сталевих блоків розміром 1 × 1 × 1,5 мм3 на високоенергетичній лінії віглера Брокхауса в CLS, Канада, для кількісного визначення фазового складу56. Збір даних проводився за кімнатної температури в геометрії Дебая-Шеррера або транспортній геометрії. Довжина хвилі рентгенівських променів, каліброваних за калібрантом 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 розміщується 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. Кожен із цих даних був зібраний за допомогою плоскопанельного рентгенівського детектора Perkin Elmer, пікселів 200 мкм, 40 × 40 см2, з експозицією 0,3 секунди та 120 кадрами.
Вимірювання X-PEEM двох вибраних модельних систем були проведені на кінцевій станції PEEM лінії Beamline MAXPEEM 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 пучка отримують шляхом вимірювання спектру іонного виходу від N 1 с до 1 (π _g^ Σ) області збудження з hv = 401 еВ в N2 та залежності енергії фотона від E3/2,57. Спектральна апроксимація дала ΔE (спектральну ширину лінії) ~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通过使用改进的SX-700 单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于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 通过 改进 的 SX-700单色器 和 SI 1200 线 mm-1 光栅 于 Fe 2P 2P 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 та кремнієвої решітки з 1200 лініями. 3, хромовий край 2p L2.3, нікелевий край 2p L2.3 та церієвий край M4.5.Збільшуйте енергію фотонів з кроком 0,2 еВ. При кожній енергії зображення PEEM були записані за допомогою CMOS-детектора TVIPS F-216 з оптоволоконним з'єднанням 2 x 2 бінінгу, що забезпечує 1024 × 1024 пікселів у полі зору 20 мкм. Час експозиції зображень становить 0,2 секунди, усереднюючи 16 кадрів. Енергія фотоелектронного зображення обрана таким чином, щоб забезпечити максимальний сигнал вторинних електронів. Всі вимірювання виконуються при нормальному падінні лінійно поляризованого фотонного пучка. Для отримання додаткової інформації про вимірювання див. попереднє дослідження58. Після вивчення режиму детектування із загальним виходом електронів (TEY)59 та його застосування в X-PEEM, глибина детектування цього методу оцінюється в ~4–5 нм для сигналу Cr та ~6 нм для сигналу Fe. Глибина Cr дуже близька до товщини оксидної плівки (~4 нм)60,61, тоді як глибина Fe більша за товщину оксидної плівки. XAS, зібраний поблизу краю FeL, являє собою суміш XAS оксиду заліза та FeO з матриці. У першому випадку інтенсивність випромінюваних електронів зумовлена ​​всіма можливими типами електронів, що сприяють TEY. Однак, сигнал чистого заліза вимагає більшої кінетичної енергії для проходження електронів через шар оксиду, досягнення поверхні та збирання аналізатором. У цьому випадку сигнал Fe0 головним чином зумовлений електронами Оже-порошку LVV та вторинними електронами, що випромінюються ними. Крім того, інтенсивність TEY, що вноситься цими електронами, згасає під час шляху виходу електрона49, що ще більше зменшує спектральну сигнатуру Fe0 на карті XAS заліза.
Інтеграція інтелектуального аналізу даних у куби даних (дані X-PEEM) є ключовим кроком у вилученні відповідної інформації (хімічних або фізичних властивостей) багатовимірним способом. Кластеризація K-середніх широко використовується в кількох галузях, включаючи машинний зір, обробку зображень, розпізнавання образів без учителя, штучний інтелект та класифікаційний аналіз24. Наприклад, кластеризація K-середніх добре застосовується для кластеризації даних гіперспектральних зображень62. В принципі, для багатооб'єктних даних алгоритм K-середніх може легко групувати їх відповідно до інформації про їхні атрибути (енергетичні характеристики фотонів). Кластеризація K-середніх - це ітераційний алгоритм для розділення 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 складається з двох кроків: перший крок обчислює K центроїдів, а другий крок призначає кожну точку кластеру з сусідніми центроїдами. Центр ваги кластера визначається як середнє арифметичне точок даних (XAS-спектрів) цього кластера. Існують різні відстані для визначення сусідніх центроїдів як евклідових відстаней. Для вхідного зображення px,y (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 ступінь належності всіх пікселів відповідно до поточного центроїда. Наприклад, він 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 кластерів тісно корелюють з оптимальним вибором початкових центроїдів63. 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 енергетичній спектральній моді фотонів. Алгоритм K-середніх був використаний для дослідження областей інтересу в даних X-PEEM шляхом розділення пікселів (кластерів або підблоків) відповідно до їх спектральних характеристик та вилучення найкращого центроїда (спектральної кривої XAS) для кожного аналіту (кластера). Він використовується для вивчення просторового розподілу, локальних спектральних змін, окислювальної поведінки та хімічного стану. Наприклад, алгоритм кластеризації K-середніх був використаний для областей L-краю Fe та L-краю Cr у гарячеобробленому та холоднокатаному X-PEEM. Було протестовано різну кількість K-кластерів (мікроструктурних областей) для пошуку найкращих кластерів та центроїдів. Під час відображення графіка пікселі перепризначаються правильним 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, можна отримати у відповідного автора WC за обґрунтованим запитом.
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.проєкт. фрактал. хутро. 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органічна酸和Органічне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 середовищах з деякими органічними кислотами та органічними кислотами/хлоридами.антикорозійний. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Барелла С. та ін. Корозійно-окислювальні властивості 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Кінгкланг, С. та Утайсансук, В. Дослідження поведінки гарячої деформації дуплексної нержавіючої сталі типу 2507. Метал.альма-матер. транс. A 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. Науковий проект. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. та ін. Структура та механічні властивості модифікованої церієм супердуплексної нержавіючої сталі SAF 2507, викликані гарячою деформацією. 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.корозія. наука. 164, 108359 (2020).