Děkujeme, že jste navštívili Nature.com.Verze prohlížeče, kterou používáte, má omezenou podporu CSS.Chcete-li dosáhnout nejlepšího výsledku, doporučujeme použít aktualizovaný prohlížeč (nebo vypnout režim kompatibility v aplikaci Internet Explorer).Mezitím, abychom zajistili nepřetržitou podporu, vykreslíme web bez stylů a JavaScriptu.
Široce používaná nerezová ocel a její kované verze jsou odolné vůči korozi v okolních podmínkách díky pasivační vrstvě tvořené oxidem chrómu.Koroze a eroze oceli je tradičně spojována s destrukcí těchto vrstev, ale zřídka na mikroskopické úrovni, v závislosti na původu povrchové nehomogenity.V této práci nanometrová povrchová chemická heterogenita detekovaná spektroskopickou mikroskopií a chemometrickou analýzou neočekávaně dominuje rozkladu a korozi za studena válcovaného ceru modifikované superduplexní nerezové oceli 2507 (SDSS) během jejího chování při deformaci za tepla.druhá strana.Ačkoli rentgenová fotoelektronová mikroskopie ukázala relativně rovnoměrné pokrytí přirozené vrstvy Cr2O3, SDSS válcované za studena vykazovaly špatné výsledky pasivace kvůli lokalizované distribuci nanoostrůvek bohatých na Fe3+ na vrstvě oxidu Fe/Cr.Tyto znalosti na atomové úrovni poskytují hluboké porozumění korozi nerezové oceli a očekává se, že pomohou v boji proti korozi podobných vysoce legovaných kovů.
Od vynálezu nerezové oceli je odolnost slitin ferochromu vůči korozi přisuzována chrómu, který tvoří silný oxid/oxyhydroxid vykazující pasivační chování ve většině prostředí.Ve srovnání s konvenčními (austenitickými a feritickými) nerezovými ocelemi mají super duplexní nerezové oceli (SDSS) s lepší odolností proti korozi vynikající mechanické vlastnosti1,2,3.Zvýšená mechanická pevnost umožňuje lehčí a kompaktnější konstrukce.Naproti tomu ekonomický SDSS má vysokou odolnost proti důlkové a štěrbinové korozi, což má za následek delší životnost a širší aplikace v oblasti kontroly znečištění, chemických kontejnerů a ropného a plynárenského průmyslu na moři4.Úzký rozsah teplot tepelného zpracování a špatná tvarovatelnost však brání jeho široké praktické aplikaci.Proto byl SDSS upraven tak, aby zlepšil výše uvedené vlastnosti.Například modifikace Ce a vysoké přídavky N 6, 7, 8 byly zavedeny v 2507 SDSS (Ce-2507).Vhodná koncentrace 0,08 hm. % prvku vzácných zemin (Ce) má příznivý vliv na mechanické vlastnosti DSS, protože zlepšuje jemnost zrn a pevnost hranic zrn.Rovněž se zlepšila odolnost proti opotřebení a korozi, pevnost v tahu a mez kluzu a zpracovatelnost za tepla9.Velké množství dusíku může nahradit drahý obsah niklu, díky čemuž je SDSS nákladově efektivnější10.
V poslední době se SDSS plasticky deformuje při různých teplotách (nízká teplota, studená a horká) pro dosažení vynikajících mechanických vlastností6,7,8.Vynikající korozní odolnost SDSS je však způsobena přítomností tenkého oxidového filmu na povrchu, který je ovlivněn mnoha faktory, jako je přítomnost mnoha fází s různými hranicemi zrn, nežádoucí precipitáty a různé reakce.vnitřní nehomogenní mikrostruktura různých austenitických a feritických fází je deformována 7 .Studium vlastností mikrodomény takových filmů na úrovni elektronové struktury má proto zásadní význam pro pochopení koroze SDSS a vyžaduje složité experimentální techniky.Dosud povrchově citlivé metody, jako je Augerova elektronová spektroskopie11 a rentgenová fotoelektronová spektroskopie12,13,14,15, stejně jako tvrdý rentgenový fotoelektronový fotoelektronový systém rozlišují, ale často nedokážou oddělit chemické stavy téhož prvku v různých bodech prostoru na nanoměřítku.Několik nedávných studií spojilo lokální oxidaci chrómu s pozorovaným korozním chováním 17 austenitických nerezových ocelí, 18 martenzitických nerezových ocelí a SDSS 19, 20. Tyto studie se však soustředily především na vliv heterogenity Cr (např. oxidační stav Cr3+) na odolnost proti korozi.Laterální heterogenita v oxidačních stavech prvků může být způsobena různými sloučeninami se stejnými prvky, jako jsou oxidy železa.Tyto sloučeniny dědí termomechanicky zpracovanou malou velikost těsně vedle sebe, ale liší se složením a oxidačním stavem16,21.Proto odhalení destrukce oxidových filmů a následné důlkové koroze vyžaduje pochopení nehomogenity povrchu na mikroskopické úrovni.Navzdory těmto požadavkům stále chybí kvantitativní hodnocení, jako je heterogenita laterální oxidace, zejména železa v nano/atomovém měřítku, a jejich význam pro odolnost proti korozi zůstává neprozkoumaný.Donedávna byl chemický stav různých prvků, jako je Fe a Ca, kvantitativně popisován na vzorcích oceli pomocí měkké rentgenové fotoelektronové mikroskopie (X-PEEM) v zařízeních pro synchrotronové záření v nanoměřítku.V kombinaci s chemicky citlivou rentgenovou absorpční spektroskopií (XAS) umožňuje X-PEEM měření XAS s vysokým prostorovým a spektrálním rozlišením, které poskytuje chemické informace o elementárním složení a jeho chemickém stavu s prostorovým rozlišením až do nanometrového měřítka 23 .Toto spektroskopické pozorování místa iniciace pod mikroskopem usnadňuje lokální chemické experimenty a může prostorově demonstrovat dříve neprozkoumané chemické změny ve vrstvě Fe.
Tato studie rozšiřuje výhody PEEM při detekci chemických rozdílů v nanoměřítku a představuje pronikavou metodu analýzy povrchu na atomové úrovni pro pochopení korozního chování Ce-2507.Využívá K-means klastrová chemometrická data24 k mapování globálního chemického složení (heterogenity) zúčastněných prvků s jejich chemickými stavy prezentovanými ve statistické reprezentaci.Na rozdíl od tradičního případu koroze způsobené rozpadem filmu oxidu chrómu se současná špatná pasivace a špatná odolnost proti korozi připisují lokalizovaným nanoostrovům bohatým na Fe3+ v blízkosti vrstvy oxidu Fe/Cr, které mohou být výsledkem ochranných oxidů.V místě poruchy se vytvoří film, který způsobuje korozi.
Korozní chování deformovaného SDSS 2507 bylo nejprve vyhodnoceno pomocí elektrochemických měření.Na Obr.Obrázek 1 ukazuje Nyquistovy a Bodeovy křivky pro vybrané vzorky v kyselých (pH = 1) vodných roztocích FeCl3 při pokojové teplotě.Zvolený elektrolyt působí jako silné oxidační činidlo, charakterizující tendenci pasivačního filmu k rozpadu.Přestože materiál neprošel stabilní důlkovou teplotou při pokojové teplotě, tyto analýzy poskytly pohled na potenciální poruchy a postkorozní procesy.Ekvivalentní obvod (obr. 1d) byl použit pro přizpůsobení spekter elektrochemické impedanční spektroskopie (EIS) a odpovídající výsledky přizpůsobení jsou uvedeny v tabulce 1. Při testování vzorků ošetřených roztokem a za tepla zpracovávaných vzorků se objevily neúplné půlkruhy, zatímco odpovídající stlačené půlkruhy byly válcovány za studena (obr. 1b).Ve spektru EIS lze poloměr polokruhu považovat za polarizační odpor (Rp)25,26.Rp roztokem upraveného SDSS v tabulce 1 je asi 135 kΩ cm-2, avšak pro za tepla opracované a za studena válcované SDSS můžeme vidět mnohem nižší hodnoty 34,7 a 2,1 kΩ cm–2, v tomto pořadí.Tento významný pokles Rp ukazuje na škodlivý vliv plastické deformace na pasivaci a odolnost proti korozi, jak je ukázáno v předchozích zprávách 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Bode impedance a fázové diagramy a ekvivalentní model obvodu pro d, kde RS je odpor elektrolytu, Rp je polarizační odpor a QCPE je oxid prvku s konstantní fází používaný k modelování neideální kapacity (n) .Měření EIS byla provedena při potenciálu naprázdno.
Konstanty prvního řádu jsou znázorněny v Bodeově diagramu a vysokofrekvenční plató představuje odpor elektrolytu RS26.Jak frekvence klesá, impedance se zvyšuje a je nalezen záporný fázový úhel, což ukazuje na kapacitní dominanci.Fázový úhel se zvětšuje, přičemž si zachovává svou maximální hodnotu v relativně širokém frekvenčním rozsahu, a poté klesá (obr. 1c).Ve všech třech případech je však tato maximální hodnota stále menší než 90°, což ukazuje na neideální kapacitní chování v důsledku kapacitní disperze.Prvek s konstantní fází QCPE (CPE) se tedy používá k reprezentaci rozložení kapacity na rozhraní odvozené z drsnosti nebo nehomogenity povrchu, zejména pokud jde o atomární měřítko, fraktální geometrii, porozitu elektrody, nerovnoměrný potenciál a povrchově závislou distribuci proudu.Geometrie elektrody31,32.Impedance CPE:
kde j je imaginární číslo a ω je úhlová frekvence.QCPE je frekvenčně nezávislá konstanta úměrná aktivní otevřené ploše elektrolytu.n je bezrozměrné výkonové číslo, které popisuje odchylku od ideálního kapacitního chování kondenzátoru, tj. čím blíže je n 1, tím blíže je CPE čisté kapacitě, a pokud se n blíží nule, jedná se o odpor.Malá odchylka n, blízká 1, ukazuje na neideální kapacitní chování povrchu po testování polarizace.QCPE za studena válcovaných SDSS je mnohem vyšší než u podobných produktů, což znamená, že kvalita povrchu je méně jednotná.
V souladu s většinou vlastností korozivzdorných ocelí, relativně vysoký obsah Cr v SDSS obecně vede k vynikající korozní odolnosti SDSS díky přítomnosti pasivního ochranného oxidového filmu na povrchu17.Tento pasivační film je obvykle bohatý na oxidy a/nebo hydroxidy Cr3+, hlavně integrující oxidy Fe2+, Fe3+ a/nebo (oxy)hydroxidy33.Navzdory stejné povrchové stejnoměrnosti, pasivující oxidové vrstvě a žádnému viditelnému lomu na povrchu, jak je určeno mikroskopickými snímky,6,7 je korozní chování za tepla a za studena válcovaných SDSS odlišné, a proto vyžaduje hloubkovou studii deformační mikrostruktury a strukturální charakteristiky oceli.
Mikrostruktura deformované nerezové oceli byla kvantitativně zkoumána pomocí interního a synchrotronového vysokoenergetického rentgenového záření (doplňkové obrázky 1, 2).Podrobná analýza je uvedena v Doplňkových informacích.I když to většinou odpovídá typu hlavní fáze, byly zjištěny rozdíly v objemových podílech fází, které jsou uvedeny v doplňkové tabulce 1. Rozdíl může být způsoben heterogenní fázovou frakcí na povrchu a objemovou frakcí (XRD) podléhající rozdílné hloubce detekce při použití rentgenové difrakce s různými energetickými zdroji dopadajících fotonů.Relativně vyšší podíl austenitu ve vzorcích válcovaných za studena, stanovený pomocí XRD z laboratorního zdroje, ukazuje na lepší pasivaci a následně lepší korozní odolnost35, zatímco přesnější a statistické výsledky ukazují opačné trendy ve fázových poměrech.Kromě toho korozní odolnost oceli také závisí na stupni zjemnění zrna, zmenšení velikosti zrna, nárůstu mikrodeformací a dislokační hustoty, ke kterým dochází při termomechanickém zpracování36,37,38.Vzorky opracované za tepla vykazují zrnitější povahu, což svědčí o mikronových zrnech, zatímco hladké prstence pozorované u vzorků válcovaných za studena (doplňkový obr. 3) naznačují významné zjemnění zrna na nanoměřítko v předchozí práci6, což by mělo přispět k pasivaci filmu.tvorba a zvýšení odolnosti proti korozi.Vyšší hustota dislokací je obvykle spojena s nižší odolností proti pittingu, což dobře souhlasí s elektrochemickými měřeními.
Změny chemických stavů mikrodomén elementárních prvků byly systematicky studovány pomocí X-PEEM.Navzdory velkému množství legujících prvků zde byly vybrány Cr, Fe, Ni a Ce39, protože Cr je klíčovým prvkem pro tvorbu pasivačního filmu, Fe je hlavním prvkem v oceli a Ni zvyšuje pasivaci a vyvažuje strukturu ferito-austenitické fáze a účel modifikace Ce.Úpravou energie synchrotronového záření byl RAS potažen z povrchu hlavními znaky Cr (hrana L2.3), Fe (hrana L2.3), Ni (hrana L2.3) a Ce (hrana M4.5).tváření za tepla a válcování za studena Ce-2507 SDSS.Příslušná analýza dat byla provedena začleněním energetické kalibrace s publikovanými daty (např. XAS 40, 41 na Fe L2, 3 hrany).
Na Obr.Obrázek 2 ukazuje X-PEEM snímky za tepla (obr. 2a) a za studena válcovaných (obr. 2d) Ce-2507 SDSS a odpovídající XAS hrany Cr a Fe L2,3 na jednotlivě označených místech.Hrana L2,3 XAS sonduje neobsazené 3d stavy po elektronové fotoexcitaci na úrovních rozdělení spin-orbit 2p3/2 (hran L3) a 2p1/2 (hran L2).Informace o valenčním stavu Cr byla získána z XAS na hraně L2,3 na obr. 2b, např. Obr.Srovnání se soudci.42,43 ukázaly, že v blízkosti okraje L3 byly pozorovány čtyři píky, pojmenované A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) a D (582,2 eV), odrážející oktaedrický Cr3+, odpovídající iontu Cr2O3.Experimentální spektra souhlasí s teoretickými výpočty uvedenými na panelech b a e, získanými z vícenásobných výpočtů krystalového pole na rozhraní Cr L2.3 s použitím krystalového pole 2,0 eV44.Oba povrchy za tepla opracovaných a za studena válcovaných SDSS jsou potaženy relativně stejnoměrnou vrstvou Cr2O3.
a X-PEEM tepelný snímek tepelně deformované SDSS odpovídající b Cr L2.3 hraně ac Fe L2.3 hraně, d X-PEEM termosnímek za studena válcované SDSS odpovídající e Cr L2.3 hraně a f Fe L2.3 hraně ( f).Spektra XAS jsou vynesena v různých prostorových polohách vyznačených na termálních snímcích (a, d), oranžové tečkované čáry v (b) a (e) představují simulovaná XAS spektra Cr3+ s hodnotou krystalového pole 2,0 eV.Pro snímky X-PEEM použijte ke zlepšení čitelnosti snímku tepelnou paletu, kde barvy od modré po červenou jsou úměrné intenzitě absorpce rentgenového záření (od nízké po vysokou).
Bez ohledu na chemické prostředí těchto kovových prvků zůstal chemický stav přísad Ni a Ce legujících prvků pro oba vzorky nezměněn.Dodatečná kresba.Obrázky 5-9 ukazují snímky X-PEEM a odpovídající spektra XAS pro Ni a Ce v různých polohách na povrchu vzorků opracovaných za tepla a za studena.Ni XAS ukazuje oxidační stavy Ni2+ na celém měřeném povrchu za tepla a za studena válcovaných vzorků (doplňková diskuse).Je třeba poznamenat, že v případě vzorků zpracovaných za tepla nebyl XAS signál Ce pozorován, zatímco v případě vzorků válcovaných za studena bylo pozorováno spektrum Ce3+.Pozorování Ce skvrn ve vzorcích válcovaných za studena ukázalo, že se Ce vyskytuje hlavně ve formě precipitátů.
V tepelně deformovaném SDSS nebyla pozorována žádná lokální strukturální změna v XAS na hraně Fe L2,3 (obr. 2c).Fe matrice však mikroregionálně mění svůj chemický stav v sedmi náhodně vybraných bodech za studena válcované SDSS, jak je znázorněno na obr. 2f.Navíc, abychom získali přesnou představu o změnách stavu Fe na vybraných místech na obr. 2f, byly provedeny lokální povrchové studie (obr. 3 a doplňkový obr. 10), ve kterých byly vybrány menší kruhové oblasti.Spektra XAS okraje Fe L2,3 systémů α-Fe2O3 a oktaedrických oxidů Fe2+ byla modelována výpočtem více krystalových polí s použitím krystalových polí 1,0 (Fe2+) a 1,0 (Fe3+)44. Všimli jsme si, že α-Fe2O3 a γ-Fe2O3 mají různé lokální symetrie45,46, Fe3O4 má kombinaci obou Fe2+ a Fe3+,47 a FeO45 jako formálně divalentní oxid Fe2+ (3d6). Všimli jsme si, že α-Fe2O3 a γ-Fe2O3 mají různé lokální symetrie45,46, Fe3O4 má kombinaci obou Fe2+ a Fe3+,47 a FeO45 jako formálně divalentní oxid Fe2+ (3d6).Všimněte si, že α-Fe2O3 a γ-Fe2O3 mají různé lokální symetrie45,46, Fe3O4 kombinuje Fe2+ i Fe3+,47 a FeO45 ve formě formálně dvojmocného oxidu Fe2+ (3d6).Všimněte si, že α-Fe2O3 a γ-Fe2O3 mají různé lokální symetrie45,46, Fe3O4 má kombinaci Fe2+ a Fe3+,47 a FeO45 působí jako formální dvojmocný oxid Fe2+ (3d6).Všechny Fe3+ ionty v α-Fe2O3 mají pouze Oh pozice, zatímco γ-Fe2O3 je obvykle reprezentován Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3] např. O4 spinel s vakancemi např. pozic.Proto mají ionty Fe3+ v γ-Fe2O3 polohy Td i Oh.Jak bylo zmíněno v předchozím článku,45 ačkoli je poměr intenzit těchto dvou odlišný, jejich poměr intenzit eg/t2g je ≈1, zatímco v tomto případě je pozorovaný poměr intenzit eg/t2g přibližně 1. To vylučuje možnost, že v současné situaci je přítomen pouze Fe3+.Pokud vezmeme v úvahu případ Fe3O4 s Fe2+ i Fe3+, první rys, o kterém je známo, že má slabší (silnější) okraj L3 pro Fe, ukazuje menší (větší) počet neobsazených stavů t2g.To platí pro Fe2+ (Fe3+), což ukazuje, že první rys nárůstu ukazuje na zvýšení obsahu Fe2+47.Tyto výsledky ukazují, že na povrchu kompozitů válcovaných za studena dominuje koexistence Fe2+ a γ-Fe2O3, α-Fe2O3 a/nebo Fe3O4.
Zvětšené fotoelektronové termovizní snímky spekter XAS (a, c) a (b, d) protínající hranu Fe L2,3 v různých prostorových polohách ve vybraných oblastech 2 a E na Obr.2d.
Získaná experimentální data (obr. 4a a doplňkový obr. 11) jsou vynesena do grafu a porovnána s daty pro čisté sloučeniny 40, 41, 48. Tři různé typy experimentálně pozorovaných Fe L-hran XAS spekter (XAS-1, XAS-2 a XAS-3: obr. 4a).Konkrétně spektrum 2-a (označené jako XAS-1) na obr. 3b následované spektrem 2-b (označené XAS-2) bylo pozorováno v celé oblasti detekce, zatímco spektra jako E-3 byla pozorována na obr. 3d (označená XAS-3) byla pozorována ve specifických místech.K identifikaci existujících valenčních stavů ve zkoumaném vzorku byly zpravidla použity čtyři parametry: (1) spektrální charakteristiky L3 a L2, (2) energetické polohy charakteristik L3 a L2, (3) energetický rozdíl L3-L2., (4) poměr intenzity L2/L3.Podle vizuálních pozorování (obr. 4a) jsou na studovaném povrchu SDSS přítomny všechny tři složky Fe, jmenovitě Fe0, Fe2+ a Fe3+.Vypočtený poměr intenzity L2/L3 také indikoval přítomnost všech tří složek.
a Simulovaná XAS spektra Fe s pozorovanými třemi různými experimentálními daty (plné čáry XAS-1, XAS-2 a XAS-3 odpovídají 2-a, 2-b a E-3 na obr. 2 a 3) Srovnání , oktaedry Fe2+, Fe3+ s hodnotami krystalového pole 1,0 eV a 1,5 b, experimentální data naměřená XAS-1, XAS-2, resp. ) a odpovídající optimalizovaná data LCF (plná černá čára) a také ve formě spekter XAS-3 se standardy Fe3O4 (smíšený stav Fe) a Fe2O3 (čistý Fe3+).
Pro kvantifikaci složení oxidu železa bylo použito lineární kombinační přizpůsobení (LCF) tří standardů 40, 41, 48.LCF byla implementována pro tři vybraná Fe L-hrana XAS spektra vykazující nejvyšší kontrast, konkrétně XAS-1, XAS-2 a XAS-3, jak je znázorněno na obr. 4b–d.U tvarovek LCF bylo ve všech případech zohledněno 10 % Fe0 z toho důvodu, že jsme ve všech údajích pozorovali malou lištu, a také z důvodu, že hlavní složkou oceli je kovové železo. Probační hloubka X-PEEM pro Fe (~6 nm)49 je skutečně větší než odhadovaná tloušťka oxidační vrstvy (nepatrně > 4 nm), což umožňuje detekci signálu z železné matrice (Fe0) pod pasivační vrstvou. Probační hloubka X-PEEM pro Fe (~6 nm)49 je skutečně větší než odhadovaná tloušťka oxidační vrstvy (nepatrně > 4 nm), což umožňuje detekci signálu z železné matrice (Fe0) pod pasivační vrstvou. Действительно, пробная оляет обнаружить сигнал Hloubka sondy X-PEEM pro Fe (~6 nm)49 je skutečně větší než předpokládaná tloušťka oxidační vrstvy (nepatrně >4 nm), což umožňuje detekovat signál z železné matrice (Fe0) pod pasivační vrstvou.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 nm）49 的检测深度大于估计的氧化层厚度弈略> 4 nm赀檣喋棸帖层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 大于 的 氧化 层 厚度 略 略 怸 楸> 4 nmＥ钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信塷 信 号 信号 信塷 俿号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM большле, чемаятреддпотреддпотредд идного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрозной матур щего слоя. Ve skutečnosti je hloubka detekce Fe (~6 nm) 49 pomocí X-PEEM větší než očekávaná tloušťka vrstvy oxidu (nepatrně > 4 nm), což umožňuje detekci signálu z matrice železa (Fe0) pod pasivační vrstvou. .Pro nalezení nejlepšího možného řešení pro pozorovaná experimentální data byly provedeny různé kombinace Fe2+ a Fe3+.Na Obr.4b ukazuje spektrum XAS-1 pro kombinaci Fe2+ a Fe3+, kde podíly Fe2+ a Fe3+ byly podobné asi o 45 %, což ukazuje na smíšené oxidační stavy Fe.Zatímco pro spektrum XAS-2 je procento Fe2+ a Fe3+ ~30 % a 60 %.Fe2+ ​​je méně než Fe3+.Poměr Fe2+ k Fe3, rovný 1:2, znamená, že Fe3O4 může vznikat ve stejném poměru mezi Fe ionty.Navíc pro spektrum XAS-3 je procento Fe2+ a Fe3+ ~10 % a 80 %, což ukazuje na vyšší konverzi Fe2+ na Fe3+.Jak bylo uvedeno výše, Fe3+ může pocházet z α-Fe2O3, γ-Fe2O3 nebo Fe3O4.Pro pochopení nejpravděpodobnějšího zdroje Fe3+ bylo spektrum XAS-3 vyneseno s různými standardy Fe3+ na obrázku 4e, což ukazuje podobnost s oběma standardy, když se uvažuje o píku B.Avšak intenzita ramenních vrcholů (A: z Fe2+) a poměr intenzity B/A naznačují, že spektrum XAS-3 je blízké, ale neshoduje se se spektrem γ-Fe2O3.Ve srovnání s objemem γ-Fe2O3 má vrchol Fe 2p XAS A SDSS mírně vyšší intenzitu (obr. 4e), což ukazuje na vyšší intenzitu Fe2+.Přestože spektrum XAS-3 je podobné spektru γ-Fe2O3, kde je Fe3+ přítomen v polohách Oh a Td, problémem zůstává identifikace různých valenčních stavů a ​​koordinace pouze podél okraje L2,3 nebo poměru intenzity L2/L3.téma probíhající diskuse kvůli složitosti různých faktorů, které ovlivňují konečné spektrum41.
Kromě výše popsaných spektrálních rozdílů v chemickém stavu vybraných zájmových oblastí byla také hodnocena globální chemická heterogenita klíčových prvků Cr a Fe klasifikací všech spekter XAS získaných na povrchu vzorku pomocí metody shlukování K-means..Profily hran Cr L jsou nastaveny tak, aby tvořily dva optimální shluky prostorově rozmístěné ve vzorcích zpracovaných za tepla a za studena uvedených na Obr.5. Je zřejmé, že žádné lokální strukturální změny nejsou vnímány jako podobné, protože dvě těžiště XAS Cr spekter jsou srovnatelná.Tyto spektrální tvary těchto dvou shluků jsou téměř totožné s tvary odpovídajícími Cr2O342, což znamená, že vrstvy Cr2O3 jsou na SDSS rozmístěny relativně rovnoměrně.
Cr L K znamená shluky okrajových oblastí a b jsou odpovídající těžiště XAS.Výsledky porovnání K-průměrů X-PEEM za studena válcovaných SDSS: c Cr L2.3 okrajová oblast shluků K-průměrů a d odpovídající těžiště XAS.
Pro ilustraci složitějších map hran FeL byly použity čtyři a pět optimalizovaných shluků a jejich související těžiště (spektrální profily) pro vzorky opracované za tepla a vzorky válcované za studena.Proto lze procento (%) Fe2+ a Fe3+ získat přizpůsobením LCF znázorněnému na Obr.Pseudoelektrodový potenciál Epseudo jako funkce FeO byl použit k odhalení mikrochemické nehomogenity povrchového oxidového filmu.Epseudo se zhruba odhaduje podle pravidla míchání,
kde \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) se rovná \(\rm{Fe} + 2e^ – \ až \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 respektive 0,036 V.Oblasti s nižším potenciálem mají vyšší obsah sloučeniny Fe3+.Rozložení potenciálu v tepelně deformovaných vzorcích má vrstevnatý charakter s maximální změnou asi 0,119 V (obr. 6a, b).Toto rozložení potenciálu úzce souvisí s topografií povrchu (obr. 6a).Žádné další změny v podložním laminárním vnitřku závislé na poloze nebyly pozorovány (obr. 6b).Naopak pro spojení nepodobných oxidů s různými obsahy Fe2+ a Fe3+ v SDSS válcovaných za studena lze pozorovat nestejnoměrný charakter pseudopotenciálu (obr. 6c, d).Oxidy Fe3+ a/nebo (oxy)hydroxidy jsou hlavními složkami rzi v oceli a jsou propustné pro kyslík a vodu50.V tomto případě jsou ostrovy bohaté na Fe3+ považovány za lokálně rozšířené a lze je považovat za zkorodované oblasti.Zároveň lze jako indikátor pro lokalizaci aktivních korozních míst použít spíše gradient v potenciálovém poli než absolutní hodnotu potenciálu.Tato nerovnoměrná distribuce Fe2+ a Fe3+ na povrchu za studena válcovaných SDSS může změnit místní chemii a poskytnout praktičtější aktivní povrchovou plochu při rozkladu oxidového filmu a korozních reakcích, čímž umožňuje nepřetržitou korozi základní kovové matrice, což vede k vnitřní korozi.heterogenita vlastností a snížení ochranných vlastností pasivační vrstvy.
K-střední shluky a odpovídající těžiště XAS v oblasti okraje Fe L2.3 za tepla deformovaného X-PEEM ac a df za studena válcované SDSS.a, d K-znamená shlukové grafy překryté na snímcích X-PEEM.Vypočtený pseudoelektrodový potenciál (Epseudo) je uveden spolu s grafem shluků K-means.Jas snímku X-PEEM, stejně jako barva na obr. 2, je úměrný intenzitě absorpce rentgenového záření.
Relativně stejnoměrný Cr, ale odlišný chemický stav Fe vede k různému poškození oxidového filmu a korozním vzorům u za tepla a za studena válcovaného Ce-2507.Tato vlastnost za studena válcovaného Ce-2507 byla dobře studována.S ohledem na tvorbu oxidů a hydroxidů Fe v okolním vzduchu v této téměř neutrální práci jsou reakce následující:
Výše uvedené reakce se vyskytují v následujících scénářích založených na analýze X-PEEM.Malé osazení odpovídající FeO je spojeno s pod ním ležícím kovovým železem.Reakce kovového Fe s okolím má za následek vytvoření vrstvy Fe(OH)2 (rovnice (5)), která zesiluje signál Fe2+ v Fe L-hrana XAS.Dlouhodobé vystavení vzduchu může mít za následek tvorbu oxidů Fe3O4 a/nebo Fe2O3 po Fe(OH)252,53.V ochranné vrstvě bohaté na Cr3+ se také mohou tvořit dvě stabilní formy Fe, Fe3O4 a Fe2O3, z nichž Fe3O4 preferuje jednotnou a lepkavou strukturu.Přítomnost obou má za následek smíšené oxidační stavy (spektrum XAS-1).Spektrum XAS-2 odpovídá hlavně Fe3O4.Zatímco pozorování XAS-3 spekter na několika místech ukázalo úplnou konverzi na y-Fe2O3.Protože hloubka průniku rozvinutých rentgenových paprsků je asi 50 nm, signál ze spodní vrstvy má za následek vyšší intenzitu píku A.
Spektrum XPA ukazuje, že Fe složka v oxidovém filmu má vrstvenou strukturu kombinovanou s vrstvou oxidu Cr.Na rozdíl od známek pasivace v důsledku lokální nehomogenity Cr2O3 během koroze je i přes rovnoměrnou vrstvu Cr2O3 v této práci v tomto případě pozorována nízká korozní odolnost, zejména u vzorků válcovaných za studena.Pozorované chování lze chápat jako heterogenitu chemického oxidačního stavu v horní vrstvě (Fe), který ovlivňuje korozní výkon.Díky stejné stechiometrii horní vrstvy (oxid železa) a spodní vrstvy (oxid chromu)52,53 lepší interakce (adheze) mezi nimi vede k pomalému transportu iontů kovu nebo kyslíku v mřížce, což zase vede ke zvýšení odolnosti proti korozi.Proto je kontinuální stechiometrický poměr, tj. jeden oxidační stav Fe, výhodnější než náhlé stechiometrické změny.Tepelně deformovaný SDSS má rovnoměrnější povrch, hustší ochrannou vrstvu a lepší odolnost proti korozi.Zatímco u SDSS válcovaných za studena přítomnost ostrůvků bohatých na Fe3+ pod ochrannou vrstvou narušuje integritu povrchu a způsobuje galvanickou korozi s blízkým substrátem, což vede k prudkému poklesu Rp (tabulka 1).Spektrum EIS a jeho odolnost proti korozi jsou sníženy.Je vidět, že lokální rozložení ostrůvků bohatých na Fe3+ v důsledku plastické deformace ovlivňuje především korozní odolnost, což je v této práci průlom.Tato studie tedy představuje spektroskopické mikroskopické snímky snížení korozní odolnosti vzorků SDSS studovaných metodou plastické deformace.
Kromě toho, ačkoli legování prvky vzácných zemin ve dvoufázových ocelích vykazuje lepší vlastnosti, interakce tohoto aditivního prvku s individuální ocelovou matricí z hlediska korozního chování podle údajů spektroskopické mikroskopie zůstává nepolapitelná.Výskyt signálů Ce (přes XAS M-hrany) se objevuje pouze na několika místech během válcování za studena, ale mizí během deformace SDSS za tepla, což ukazuje spíše na lokální precipitaci Ce v matrici oceli než na homogenní legování.I když se významně nezlepšují mechanické vlastnosti SDSS6,7, přítomnost prvků vzácných zemin zmenšuje velikost inkluzí a předpokládá se, že inhibuje důlkovou korozi v počáteční oblasti54.
Na závěr tato práce odhaluje vliv povrchové heterogenity na korozi 2507 SDSS modifikovaného cerem kvantifikací chemického obsahu složek v nanoměřítku.Na otázku, proč nerezová ocel koroduje i pod ochrannou vrstvou oxidu, odpovídáme kvantifikací její mikrostruktury, povrchové chemie a zpracování signálu pomocí shlukování K-means.Bylo zjištěno, že ostrůvky bohaté na Fe3+, včetně jejich oktaedrické a tetraedrické koordinace podél celého znaku smíšeného Fe2+/Fe3+, jsou zdrojem poškození a koroze za studena válcovaného oxidového filmu SDSS.Nanoostrovy s převahou Fe3+ vedou ke špatné odolnosti proti korozi i v přítomnosti dostatečné stechiometrické pasivační vrstvy Cr2O3.Kromě metodologického pokroku při určování vlivu chemické heterogenity nanoměřítek na korozi se očekává, že pokračující práce inspiruje inženýrské procesy ke zlepšení odolnosti korozivzdorných ocelí proti korozi během výroby oceli.
K přípravě ingotu Ce-2507 SDSS použitého v této studii byla směsná kompozice obsahující Fe-Ce předslitinu utěsněná trubkou z čistého železa roztavena ve 150 kg středněfrekvenční indukční peci za účelem výroby roztavené oceli a nalita do formy.Naměřená chemická složení (hmot. %) jsou uvedena v doplňkové tabulce 2. Ingoty se nejprve za tepla vykují do bloků.Poté byla žíhána při 1050 °C po dobu 60 minut, aby se získala ocel ve stavu tuhého roztoku, a poté byla prudce ochlazena ve vodě na teplotu místnosti.Studované vzorky byly podrobně studovány pomocí TEM a DOE pro studium fází, velikosti zrn a morfologie.Podrobnější informace o vzorcích a výrobním procesu lze nalézt v jiných zdrojích6,7.
Válcové vzorky (φ10 mm×15 mm) pro kompresi za tepla byly zpracovány tak, aby osa válce byla rovnoběžná se směrem deformace bloku.Vysokoteplotní komprese byla prováděna při různých teplotách v rozsahu 1000-1150 °C pomocí tepelného simulátoru Gleeble-3800 při konstantní rychlosti deformace v rozsahu 0,01-10 s-1.Před deformací byly vzorky zahřívány rychlostí 10 °C s-1 po dobu 2 minut při zvolené teplotě, aby se eliminoval teplotní gradient.Po dosažení teplotní rovnoměrnosti byl vzorek deformován na skutečnou hodnotu deformace 0,7.Po deformaci byly vzorky okamžitě zchlazeny vodou, aby se zachovala deformovaná struktura.Vytvrzený vzorek se pak odřízne rovnoběžně se směrem stlačení.Pro tuto konkrétní studii jsme vybrali vzorek s podmínkami deformace za tepla 1050 °C, 10 s-1, protože pozorovaná mikrotvrdost byla vyšší než u jiných vzorků7.
Masivní (80 × 10 × 17 mm3) vzorky pevného roztoku Ce-2507 byly použity v třífázovém asynchronním dvouválcovém mlýnu LG-300 s nejlepšími mechanickými vlastnostmi ze všech ostatních úrovní deformace6.Rychlost deformace a redukce tloušťky pro každou dráhu jsou 0,2 m·s-1, respektive 5 %.
Elektrochemická pracovní stanice Autolab PGSTAT128N byla použita pro elektrochemická měření SDSS po válcování za studena na 90% redukci tloušťky (1,0 ekvivalent skutečného napětí) a po lisování za tepla při 1050 °C po dobu 10 s-1 na skutečné napětí 0,7.Pracovní stanice má tříelektrodový článek s nasycenou kalomelovou elektrodou jako referenční elektrodou, grafitovou protielektrodou a vzorkem SDSS jako pracovní elektrodou.Vzorky byly nařezány na válečky o průměru 11,3 mm, na jejichž stranách byly připájeny měděné dráty.Vzorky byly poté fixovány epoxidem, přičemž jako pracovní elektroda zůstala otevřená pracovní plocha 1 cm2 (spodní strana válcového vzorku).Při vytvrzování epoxidu a následném broušení a leštění buďte opatrní, aby nedošlo k prasknutí.Pracovní plochy byly broušeny a leštěny diamantovou leštící suspenzí o velikosti částic 1 μm, omyty destilovanou vodou a etanolem a sušeny na studeném vzduchu.Před elektrochemickými měřeními byly vyleštěné vzorky vystaveny vzduchu po dobu několika dní, aby se vytvořil přirozený oxidový film.Vodný roztok FeCl3 (6,0 hm%), stabilizovaný na pH = 1,0 ± 0,01 HCl podle doporučení ASTM, se používá k urychlení koroze nerezové oceli55, protože je korozivní v přítomnosti chloridových iontů se silnou oxidační schopností a nízkým pH Environmentální standardy G48 a A923.Před provedením měření ponořte vzorek na 1 hodinu do zkušebního roztoku, aby se dosáhlo téměř ustáleného stavu.U vzorků v pevném roztoku, za tepla tvářených a za studena válcovaných vzorků byla měření impedance provedena při potenciálech otevřeného obvodu (OPC) 0,39, 0,33 a 0,25 V, v daném pořadí, ve frekvenčním rozsahu od 1 105 do 0,1 Hz s amplitudou 5 mV.Všechny chemické testy byly opakovány alespoň 3krát za stejných podmínek, aby byla zajištěna reprodukovatelnost dat.
Pro měření HE-SXRD byly měřeny obdélníkové duplexní ocelové bloky o rozměrech 1 × 1 × 1,5 mm3 pro kvantifikaci fázového složení svazku vysokoenergetického wiggleru Brockhouse v CLS, Kanada56.Sběr dat byl prováděn v Debye-Scherrerově geometrii nebo transmisní geometrii při pokojové teplotě.Vlnová délka rentgenového záření kalibrovaného kalibrátorem LaB6 je 0,212561 Å, což odpovídá 58 keV, což je mnohem více než u Cu Ka (8 keV) běžně používaného jako laboratorní zdroj rentgenového záření.Vzorek byl umístěn ve vzdálenosti 740 mm od detektoru.Detekční objem každého vzorku je 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, který je určen velikostí paprsku a tloušťkou vzorku.Všechna data byla shromážděna pomocí plošného detektoru Perkin Elmer, plochého panelového rentgenového detektoru, 200 um pixelů, 40 x 40 cm2 s použitím expozičního času 0,3 s a 120 snímků.
Měření X-PEEM dvou vybraných modelových systémů byla provedena na koncové stanici Beamline MAXPEEM PEEM v laboratoři MAX IV (Lund, Švédsko).Vzorky byly připraveny stejným způsobem jako pro elektrochemická měření.Připravené vzorky byly několik dní ponechány na vzduchu a odplyněny v komoře s ultravysokým vakuem, než byly ozářeny synchrotronovými fotony.Energetické rozlišení čáry paprsku bylo získáno měřením spektra výtěžku iontů v oblasti excitace od N 1 s do 1\(\pi _g^ \ast\) blízko hv = 401 eV v N2 se závislostí energie fotonu na E3/2 , 57. Aproximační spektra dávala ΔE (šířka spektrální čáry) spektrální čáry v rozsahu asi.0. Energetické rozlišení paprsku bylo proto odhadnuto na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 a tok ≈1012 ph/s použitím modifikovaného monochromátoru SX-700 s mřížkou Si 1200-řádkový mm-1 pro hrany Fe 2p L2, Nip3, hrana Cr2. . Energetické rozlišení paprsku bylo proto odhadnuto na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 a tok ≈1012 ph/s při použití modifikovaného monochromátoru SX-700 s mřížkou Si 1200 mm-1 pro hranu Fe 2p L2.3, hranu Nip3, hranu Cr2. . Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700,00 эпе > 200,03 э ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 12мреткой ромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 a кромка Ce M4,5. Energetické rozlišení kanálu svazku tedy bylo odhadnuto jako E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 a tok ≈1012 f/s s použitím modifikovaného monochromátoru SX-700 se Si mřížkou 1200 linek/mm pro Fe hranu 2p L2 ,3, L32 hranu, Ni2p L.4.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，逿2覸濔0 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 缘,3 边Ce 缘蒘,Ce 缂蒘4因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV > 2000 咉 ≈1012 PH/S 20 榸榸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p L2.3 边p L2.3 蒘Ce M4.5 边缘.Tedy při použití modifikovaného monochromátoru SX-700 s 1200 řádkovou Si mřížkou.3, Cr hrana 2p L2.3, Ni hrana 2p L2.3 a Ce hrana M4.5.Skenujte energii fotonů v krocích po 0,2 eV.Při každé energii byly snímky PEEM zaznamenány pomocí vláknem spojeného detektoru TVIPS F-216 CMOS s 2 x 2 přihrádkami, který poskytuje rozlišení 1024 x 1024 pixelů v zorném poli 20 µm.Expoziční čas snímků byl 0,2 s, v průměru 16 snímků.Energie fotoelektronového obrazu je volena tak, aby poskytovala maximální signál sekundárních elektronů.Všechna měření byla provedena při kolmém dopadu pomocí lineárně polarizovaného fotonového paprsku.Více informací o měření lze nalézt v předchozí studii.Po prostudování detekčního módu celkového výtěžku elektronů (TEY) a jeho aplikace v X-PEEM49 se hloubka pokusu této metody odhaduje na asi 4-5 nm pro signál Cr a asi 6 nm pro Fe.Hloubka Cr je velmi blízká tloušťce oxidového filmu (~4 nm)60,61, zatímco hloubka Fe je větší než tloušťka.XRD shromážděný na okraji Fe L je směs XRD oxidů železa a FeO z matrice.V prvním případě intenzita emitovaných elektronů pochází ze všech možných typů elektronů, které přispívají k TEY.Signál čistého železa však vyžaduje vyšší kinetickou energii, aby elektrony prošly vrstvou oxidu na povrch a byly shromážděny analyzátorem.V tomto případě je signál Fe0 způsoben hlavně elektrony LVV Auger a jimi emitovanými sekundárními elektrony.Kromě toho intenzita TEY, kterou tyto elektrony přispívají, se během cesty úniku elektronů rozkládá, což dále snižuje spektrální odezvu Fe0 v mapě železa XAS.
Integrace dolování dat do datové krychle (data X-PEEM) je klíčovým krokem při získávání relevantních informací (chemických nebo fyzikálních vlastností) ve vícerozměrném přístupu.Shlukování K-means se široce používá v několika oblastech, včetně strojového vidění, zpracování obrazu, rozpoznávání vzorů bez dozoru, umělé inteligence a klasifikační analýzy.Například shlukování K-means fungovalo dobře při shlukování dat hyperspektrálních obrázků.V zásadě platí, že pro data s více prvky je může algoritmus K-means snadno seskupit na základě informací o jejich atributech (energetické vlastnosti fotonů).K-means clustering je iterativní algoritmus pro dělení dat do K nepřekrývajících se skupin (clusterů), kde každý pixel patří do určitého shluku v závislosti na prostorovém rozložení chemické nehomogenity v mikrostrukturálním složení oceli.Algoritmus K-means zahrnuje dvě fáze: v první fázi je vypočteno K těžišť a ve druhé fázi je každému bodu přiřazen shluk se sousedními těžišti.Těžiště shluku je definováno jako aritmetický průměr datových bodů (spektrum XAS) pro tento shluk.Existují různé vzdálenosti pro definování sousedních těžišť jako euklidovské vzdálenosti.Pro vstupní obrázek px,y (kde x a y jsou rozlišení v pixelech) je CK těžiště shluku;tento obrázek lze poté segmentovat (shlukovat) do K shluků pomocí K-means63.Poslední kroky shlukovacího algoritmu K-means jsou:
Krok 2. Vypočítejte příslušnost všech pixelů podle aktuálního těžiště.Například se vypočítá z euklidovské vzdálenosti d mezi středem a každým pixelem:
Krok 3 Přiřaďte každý pixel nejbližšímu těžišti.Poté přepočítejte polohy těžiště K takto:
Krok 4. Opakujte proces (rovnice (7) a (8)), dokud se těžiště nesblíží.Konečné výsledky kvality shlukování silně korelují s nejlepší volbou počátečních těžišť.Pro PEEM datovou strukturu ocelových obrazů je typicky X (x × y × λ) krychlí dat 3D pole, zatímco osy x a y představují prostorové informace (rozlišení pixelů) a osa λ odpovídá fotonu.energetický spektrální obraz.Algoritmus K-means se používá k prozkoumání oblastí zájmu v datech X-PEEM oddělením pixelů (shluků nebo dílčích bloků) podle jejich spektrálních vlastností a extrakcí nejlepších centroidů (spektrální profily XAS) pro každý analyt.shluk).Používá se ke studiu prostorového rozložení, lokálních spektrálních změn, oxidačního chování a chemických stavů.Algoritmus shlukování K-means byl například použit pro oblasti Fe L-hrana a Cr L-hrana v X-PEEM opracovaných za tepla a za studena.Pro nalezení optimálních shluků a centroidů byl testován různý počet K shluků (oblastí mikrostruktury).Když jsou tato čísla zobrazena, pixely se znovu přiřadí odpovídajícím centroidům clusteru.Každé barevné rozložení odpovídá středu shluku, což ukazuje prostorové uspořádání chemických nebo fyzikálních objektů.Extrahované těžiště jsou lineární kombinace čistých spekter.
Údaje podporující výsledky této studie jsou k dispozici na přiměřenou žádost příslušného autora WC.
Seurin, H. & Sandström, R. Lomová houževnatost svařované duplexní nerezové oceli. Seurin, H. & Sandström, R. Lomová houževnatost svařované duplexní nerezové oceli. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Seurin, H. & Sandström, R. Lomová houževnatost svařované duplexní nerezové oceli. Seurin, H. & Sandström, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Seurin, H. & Sandstrom, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Seurin, H. & Sandström, R. Lomová houževnatost svařovaných duplexních nerezových ocelí.Británie.Zlomková část.srst.73, 377-390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Odolnost duplexních nerezových ocelí proti korozi ve vybraných organických kyselinách a prostředí organických kyselin/chloridů. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Odolnost duplexních nerezových ocelí proti korozi ve vybraných organických kyselinách a prostředí organických kyselin/chloridů.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.a Van Der Merwe, J. Odolnost duplexních nerezových ocelí proti korozi v prostředí s některými organickými kyselinami a organickými kyselinami/chloridy. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相nerezová ocel在选定的organic酸和organic酸/chlorované prostředí的耐而性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.a Van Der Merwe, J. Korozní odolnost duplexních nerezových ocelí ve vybraných prostředích organických kyselin a organických kyselin/chloridů.konzervační.Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. a kol.Korozně-oxidační chování duplexních slitin Fe-Al-Mn-C.Materiály 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nová generace super duplexních ocelí pro zařízení na výrobu plynu a ropy. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nová generace super duplexních ocelí pro zařízení na výrobu plynu a ropy.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nová generace super duplexních ocelí pro zařízení na těžbu ropy a plynu.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nová generace super duplexních ocelí pro zařízení na výrobu plynu a ropy.Webinář E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Výzkum chování při deformaci za tepla duplexní nerezové oceli třídy 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Výzkum chování při deformaci za tepla duplexní nerezové oceli třídy 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержейкей нержейвею . Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Studie chování při deformaci za tepla duplexní nerezové oceli typu 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。Kingklang, S. a Utaisansuk, V. Zkoumání chování při deformaci za horka u duplexní nerezové oceli typu 2507.Kov.alma mater.trans.48, 95–108 (2017).
Zhou, T. a kol.Vliv řízeného válcování za studena na mikrostrukturu a mechanické vlastnosti cerem modifikované superduplexní nerezové oceli SAF 2507.alma mater.věda.Británie.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. a kol.Strukturální a mechanické vlastnosti indukované tepelnou deformací superduplexní nerezové oceli SAF 2507 modifikované cerem.J. Alma mater.skladovací nádrž.technika.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Vliv prvků vzácných zemin na vysokoteplotní oxidační chování austenitické oceli. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Vliv prvků vzácných zemin na vysokoteplotní oxidační chování austenitické oceli.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. a Zheng K. Vliv prvků vzácných zemin na chování austenitické oceli při oxidaci za vysokých teplot. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. a Zheng K. Vliv prvků vzácných zemin na chování austenitických ocelí při oxidaci za vysokých teplot.koros.věda.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Účinky Ce na mikrostrukturu a vlastnosti 27Cr-3.8Mo-2Ni superferitických nerezových ocelí. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Účinky Ce na mikrostrukturu a vlastnosti 27Cr-3.8Mo-2Ni superferitických nerezových ocelí.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. a Sun S. Vliv Se na mikrostrukturu a vlastnosti superferitických korozivzdorných ocelí 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傱影博 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Účinky Ce na mikrostrukturu a vlastnosti 27Cr-3.8Mo-2Ni super-ocelové nerezové oceli. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. i. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Vliv Ce na mikrostrukturu a vlastnosti superferitické nerezové oceli 27Cr-3,8Mo-2Ni.Železné znamení.Steelmak 47, 67–76 (2020).