Ви благодариме што ја посетивте Nature.com.Верзијата на прелистувачот што ја користите има ограничена поддршка за CSS.За најдобро искуство, препорачуваме да користите ажуриран прелистувач (или да го оневозможите режимот на компатибилност во Internet Explorer).Во меѓувреме, за да обезбедиме континуирана поддршка, ќе ја направиме страницата без стилови и JavaScript.
Широко користениот не'рѓосувачки челик и неговите ковани верзии се отпорни на корозија во амбиентални услови поради пасивациониот слој кој се состои од хром оксид.Корозијата и ерозијата на челикот традиционално се поврзуваат со уништувањето на овие слоеви, но ретко на микроскопско ниво, во зависност од потеклото на нехомогеноста на површината.Во оваа работа, хетерогеноста на површината на нано-размерот откриена со спектроскопска микроскопија и хемометриска анализа неочекувано доминира во распаѓањето и корозијата на супер дуплекс нерѓосувачки челик 2507 (SDSS) модифициран со ладно валан цериум за време на неговото однесување со топла деформација.друга страна.Иако фотоелектронската микроскопија со рендген покажа релативно униформа покриеност на природниот слој Cr2O3, ладно валани SDSS покажаа слаби резултати на пасивација поради локализираната дистрибуција на наноостровите богати со Fe3+ на слојот оксид Fe/Cr.Ова знаење на атомско ниво обезбедува длабоко разбирање на корозијата од нерѓосувачки челик и се очекува да помогне во борбата против корозијата на слични метали со висока легура.
Од пронаоѓањето на нерѓосувачки челик, отпорноста на корозија на легурите на ферохром му се припишува на хромот, кој формира силен оксид/оксихидроксид кој покажува пасивизирачко однесување во повеќето средини.Во споредба со конвенционалните (аустенитни и феритни) нерѓосувачки челици, супер дуплекс нерѓосувачките челици (SDSS) со подобра отпорност на корозија имаат супериорни механички својства1,2,3.Зголемената механичка сила овозможува полесни и покомпактни дизајни.Спротивно на тоа, економичниот SDSS има висока отпорност на корозија на дупчиња и пукнатини, што резултира со подолг работен век и пошироки примени во контролата на загадувањето, хемиските контејнери и индустријата за нафта и гас4.Сепак, тесниот опсег на температури на термичка обработка и слабата формабилност ја попречуваат неговата широка практична примена.Затоа, SDSS е изменет за да се подобрат горенаведените својства.На пример, модификацијата Ce и високите додатоци на N 6, 7, 8 беа воведени во 2507 SDSS (Ce-2507).Соодветна концентрација од 0,08 wt.% елемент од ретка земја (Ce) има корисен ефект врз механичките својства на DSS, бидејќи ја подобрува префинетоста на зрното и јачината на границата на зрното.Подобрени се и отпорноста на абење и корозија, цврстината на истегнување и цврстината на отстапување, како и обработливоста на топлина9.Големите количини на азот можат да ја заменат скапата содржина на никел, што го прави SDSS поисплатлив10.
Неодамна, SDSS е пластично деформиран на различни температури (ниска температура, ладно и топло) за да се постигнат одлични механички својства6,7,8.Сепак, одличната отпорност на корозија на SDSS се должи на присуството на тенок оксиден филм на површината, на кој влијаат многу фактори, како што се присуството на многу фази со различни граници на зрната, несакани талози и различни реакции.се деформира внатрешната нехомогена микроструктура на различни аустенитни и феритни фази 7 .Затоа, проучувањето на својствата на микродоменот на таквите филмови на ниво на електронската структура е од клучно значење за разбирање на SDSS корозијата и бара сложени експериментални техники.Досега, методите чувствителни на површината, како што се електронска спектроскопија на Ауџер11 и спектроскопија на фотоелектронски рендгенски зраци12,13,14,15, како и тврдиот фотоелектронски фотоелектронски систем на Х-зраци ги разликуваат, но честопати не успеваат да ги раздвојат хемиските состојби на истиот елемент во различни точки во вселената на наноскала.Неколку неодамнешни студии ја поврзаа локалната оксидација на хромот со набљудуваното однесување на корозија на 17 аустенитни нерѓосувачки челици, 18 мартензитни нерѓосувачки челици и SDSS 19, 20. Сепак, овие студии главно се фокусираа на ефектот на хетерогеноста на Cr (на пр., Cr3+ оксидативна состојба.)Страничната хетерогеност во оксидационите состојби на елементите може да биде предизвикана од различни соединенија со исти составни елементи, како што се железните оксиди.Овие соединенија наследуваат термомеханички обработена мала големина блиску една до друга, но се разликуваат по составот и состојбата на оксидација16,21.Затоа, откривањето на уништувањето на оксидните филмови, а потоа и дупчењето бара разбирање на површинската нехомогеност на микроскопско ниво.И покрај овие барања, квантитативните проценки како што е хетерогеноста на страничната оксидација, особено на железото на нано/атомска скала, сè уште недостасуваат и нивното значење за отпорноста на корозија останува неистражено.До неодамна, хемиската состојба на различни елементи, како што се Fe и Ca, беше квантитативно опишана на примероци од челик со помош на мека фотоелектронска микроскопија со Х-зраци (X-PEEM) во објекти за синхротронско зрачење со нано размери.Во комбинација со хемиски осетливите техники на апсорпциона спектроскопија на Х-зраци (XAS), X-PEEM овозможува XAS мерење со висока просторна и спектрална резолуција, обезбедувајќи хемиски информации за елементарниот состав и неговата хемиска состојба со просторна резолуција до нанометарска скала 23 .Ова спектроскопско набљудување на местото на иницијација под микроскоп ги олеснува локалните хемиски експерименти и може просторно да демонстрира претходно неистражени хемиски промени во слојот Fe.
Оваа студија ги проширува предностите на PEEM во откривањето хемиски разлики во наноскала и претставува остроумен метод за анализа на површината на атомско ниво за разбирање на однесувањето на корозија на Ce-2507.Тој користи кластерски хемометриски податоци K-means24 за да го мапира глобалниот хемиски состав (хетерогеноста) на вклучените елементи, со нивните хемиски состојби претставени во статистичка претстава.За разлика од традиционалниот случај на корозија предизвикана од распаѓање на филмот од хром оксид, сегашната слаба пасивација и слабата отпорност на корозија се припишуваат на локализираните наноострови богати со Fe3+ во близина на слојот оксид Fe/Cr, што може да е резултат на заштитни оксиди.На местото на дефект се формира филм што предизвикува корозија.
Корозивното однесување на деформираниот SDSS 2507 прво беше оценето со помош на електрохемиски мерења.На сл.Слика 1 ги прикажува кривите Nyquist и Bode за избрани примероци во кисели (pH = 1) водени раствори на FeCl3 на собна температура.Избраниот електролит делува како силен оксидирачки агенс, карактеризирајќи ја тенденцијата на пасивизацискиот филм да се распаѓа.Иако материјалот не беше подложен на стабилно дупчење на собна температура, овие анализи обезбедија увид во потенцијалните неуспешни настани и посткорозивни процеси.Еквивалентното коло (сл. 1г) беше искористено за да се вклопат спектри на електрохемиска импеданса спектроскопија (EIS), а соодветните резултати за фитинг се прикажани во Табела 1. При тестирањето на обработениот раствор и обработените примероци на топло се појавија нецелосни полукругови, додека соодветните компримирани полукругови беа ладно валани (сл. 1б).Во спектарот EIS, радиусот на полукругот може да се смета како отпор на поларизација (Rp) 25,26.Rp на SDSS третиран со раствор во Табела 1 е околу 135 kΩ cm-2, но за топло обработен и ладно валан SDSS можеме да видиме многу пониски вредности од 34,7 и 2,1 kΩ cm–2 соодветно.Ова значително намалување на Rp укажува на штетен ефект на пластичната деформација на пасивација и отпорност на корозија, како што е прикажано во претходните извештаи 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Bode импеданса и фазни дијаграми, и еквивалентен модел на коло за d, каде што RS е отпор на електролитот, Rp е отпор на поларизација и QCPE е оксид на константен фазен елемент што се користи за моделирање на неидеалната капацитивност (n) .Мерењата на EIS беа извршени при потенцијал без оптоварување.
Константите од прв ред се прикажани на Боде дијаграмот и висорамнината со висока фреквенција ја претставува отпорноста на електролитот RS26.Како што се намалува фреквенцијата, импедансата се зголемува и се наоѓа негативен фазен агол, што укажува на доминација на капацитетот.Фазниот агол се зголемува, задржувајќи ја својата максимална вредност во релативно широк фреквентен опсег, а потоа се намалува (сл. 1в).Меѓутоа, во сите три случаи оваа максимална вредност е сè уште помала од 90°, што укажува на неидеално капацитивно однесување поради капацитивна дисперзија.Така, QCPE константниот фазен елемент (CPE) се користи за претставување на дистрибуцијата на меѓуфајсниот капацитет добиена од грубоста или нехомогеноста на површината, особено во однос на атомската скала, фракталната геометрија, порозноста на електродата, нерамномерниот потенцијал и дистрибуцијата на струјата зависна од површината.Геометрија на електроди31,32.CPE импеданса:
каде што j е имагинарниот број, а ω е аголната фреквенција.QCPE е константа независна од фреквенцијата, пропорционална на активната отворена површина на електролитот.n е бездимензионален број на моќност кој го опишува отстапувањето од идеалното капацитивно однесување на кондензаторот, односно колку n е поблиску до 1, толку CPE е поблиску до чиста капацитивност, а ако n е блиску до нула, тоа е отпор.Мало отстапување од n, блиску до 1, укажува на неидеалното капацитивно однесување на површината по тестирањето на поларизацијата.QCPE на ладно валани SDSS е многу повисок од слични производи, што значи дека квалитетот на површината е помалку униформен.
Во согласност со повеќето својства на отпорност на корозија на нерѓосувачките челици, релативно високата содржина на Cr на SDSS генерално резултира со супериорна отпорност на корозија на SDSS поради присуството на пасивна заштитна оксидна фолија на површината17.Овој пасивирачки филм обично е богат со Cr3+ оксиди и/или хидроксиди, главно интегрирајќи Fe2+, Fe3+ оксиди и/или (окси)хидроксиди 33 .И покрај истата површинска униформност, пасивниот оксиден слој и без видлива фрактура на површината, како што е утврдено со микроскопски слики, 6,7 однесувањето на корозија на топло обработен и ладно валано SDSS е различно и затоа бара длабинска студија на деформациската микроструктура и структурните карактеристики на челикот.
Микроструктурата на деформираниот нерѓосувачки челик беше квантитативно истражена со користење на внатрешни и синхротронни високоенергетски рендгенски зраци (Дополнителни слики 1, 2).Детална анализа е дадена во Дополнителните информации.Иако ова најмногу одговара на типот на главната фаза, беа пронајдени разлики во волуменските фракции на фазите, кои се наведени во дополнителната табела 1. Разликата може да се должи на хетерогената фазна фракција на површината и волуменската фракција (XRD) која е предмет на различна длабочина на детекција со користење на дифракција на Х-зраци со различни извори на енергија на инциденти на фотони.Релативно повисоката пропорција на аустенит во ладно валаните примероци, утврдена со XRD од лабораториски извор, укажува на подобра пасивација и последователно подобра отпорност на корозија35, додека попрецизни и статистички резултати укажуваат на спротивни трендови во пропорциите на фазите.Дополнително, отпорноста на корозија на челикот зависи и од степенот на префинетост на зрната, намалувањето на големината на зрната, зголемувањето на микродеформациите и густината на дислокација што се јавуваат при термомеханичка обработка36,37,38.Топло обработените примероци покажуваат повеќе зрнеста природа, што укажува на зрна со големина на микрон, додека мазните прстени забележани кај примероците со ладно валање (Дополнителна слика 3) укажуваат на значително префинетост на зрната до наноскала во претходната работа6, што треба да придонесе за пасивација на филмот.формирање и зголемување на отпорноста на корозија.Поголемата густина на дислокација обично се поврзува со помал отпор на дупчење, што добро се согласува со електрохемиските мерења.
Промените во хемиските состојби на микродомените на елементарните елементи се систематски проучувани со помош на X-PEEM.И покрај изобилството на легирани елементи, тука беа избрани Cr, Fe, Ni и Ce39 бидејќи Cr е клучниот елемент за формирање на пасивациониот филм, Fe е главниот елемент во челикот, а Ni ја подобрува пасивацијата и ја балансира структурата на феритно-аустенитната фаза и целта за модификација на Ce.Со прилагодување на енергијата на синхротронното зрачење, RAS беше обложен од површината со главните карактеристики на Cr (раб L2.3), Fe (раб L2.3), Ni (раб L2.3) и Ce (раб M4.5).топло формирање и ладно валање Ce-2507 SDSS.Извршена е соодветна анализа на податоците со инкорпорирање на енергетска калибрација со објавени податоци (на пр. XAS 40, 41 на Fe L2, 3 рабови).
На сл.Слика 2 покажува X-PEEM слики на топло обработени (сл. 2а) и ладно валани (сл. 2г) Ce-2507 SDSS и соодветните XAS рабови на Cr и Fe L2,3 на поединечно означени локации.Работ L2,3 на XAS ги испитува ненаселените 3d состојби по фотоексцитација на електрони на нивоата на разделување на спин-орбитата 2p3/2 (раб L3) и 2p1/2 (раб L2).Информациите за валентната состојба на Cr беа добиени од XAS на работ L2,3 на Сл. 2б, д.Споредба со судиите.42,43 покажаа дека четири врвови се забележани во близина на работ L3, именувани A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) и D (582,2 eV), рефлектирајќи октаедрален Cr3+, што одговара на јонот Cr2O3.Експерименталните спектри се согласуваат со теоретските пресметки прикажани во панелите b и e, добиени од повеќе пресметки на кристалното поле на интерфејсот Cr L2.3 со користење на кристално поле од 2,0 eV44.Двете површини на топло обработени и ладно валани SDSS се обложени со релативно униформа слој од Cr2O3.
X-PEEM термичка слика на термички деформиран SDSS што одговара на b Cr L2.3 раб и c Fe L2.3 раб, d X-PEEM термичка слика на ладно валани SDSS што одговара на e Cr L2.3 раб и f Fe L2 .3 раб страна ( f).XAS спектрите се нацртани на различни просторни позиции означени на термалните слики (a, d), портокаловите точки линии во (b) и (e) ги претставуваат симулираните XAS спектри на Cr3+ со вредност на кристално поле од 2,0 eV.За X-PEEM сликите, користете термичка палета за да ја подобрите читливоста на сликата, каде што боите од сина до црвена се пропорционални со интензитетот на апсорпција на рендгенските зраци (од ниско до високо).
Без оглед на хемиското опкружување на овие метални елементи, хемиската состојба на додавањата на Ni и Ce легирани елементи за двата примероци остана непроменета.Дополнителен цртеж.На сликите 5-9 се прикажани X-PEEM слики и соодветните XAS спектри за Ni и Ce на различни позиции на површината на топло обработени и ладно валани примероци.Ni XAS ги прикажува состојбите на оксидација на Ni2+ на целата измерена површина на топло обработени и ладно валани примероци (Дополнителна дискусија).Треба да се напомене дека, кај примероците со топла обработка, XAS сигналот на Ce не беше забележан, додека кај ладно валани примероци беше забележан спектарот на Ce3+.Набљудувањето на Ce дамките во ладно валани примероци покажа дека Ce главно се појавува во форма на талог.
Во термички деформираниот SDSS, не беше забележана локална структурна промена на XAS на работ на Fe L2,3 (сл. 2в).Сепак, матрицата на Fe микро-регионално ја менува својата хемиска состојба на седум случајно избрани точки на ладно валани SDSS, како што е прикажано на сл. 2f.Дополнително, за да се добие точна претстава за промените во состојбата на Fe на избраните локации на Сл. 2f, беа извршени локални површински студии (сл. 3 и дополнителна слика 10) во кои беа избрани помали кружни региони.XAS спектрите на Fe L2,3 работ на α-Fe2O3 системите и Fe2+ октаедарските оксиди беа моделирани со пресметки на повеќе кристални полиња користејќи кристални полиња од 1,0 (Fe2+) и 1,0 (Fe3+)44. Забележуваме дека α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имаат различни локални симетрии45,46, Fe3O4 има комбинација од Fe2+ и Fe3+,47 и FeO45 како формално двовалентен Fe2+ оксид (3d6). Забележуваме дека α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имаат различни локални симетрии45,46, Fe3O4 има комбинација од Fe2+ и Fe3+,47 и FeO45 како формално двовалентен Fe2+ оксид (3d6).Забележете дека α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имаат различни локални симетрии45,46, Fe3O4 ги комбинира Fe2+ и Fe3+,47 и FeO45 во форма на формално двовалентен оксид Fe2+ (3d6).Забележете дека α-Fe2O3 и γ-Fe2O3 имаат различни локални симетрии45,46, Fe3O4 има комбинација од Fe2+ и Fe3+,47 и FeO45 делува како формален двовалентен Fe2+ оксид (3d6).Сите Fe3+ јони во α-Fe2O3 имаат само Oh позиции, додека γ-Fe2O3 обично се претставува со Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]на пр. О4 спинел со слободни места на пр. позиции.Затоа, јоните Fe3+ во γ-Fe2O3 имаат и Td и Oh позиции.Како што беше споменато во претходниот труд,45 иако односот на интензитетот на двете е различен, нивниот однос на интензитет, пр./t2g е ≈1, додека во овој случај набљудуваниот однос на интензитет, пр./t2g е околу 1. Ова ја исклучува можноста дека во сегашната ситуација е присутен само Fe3+.Земајќи го во предвид случајот на Fe3O4 и со Fe2+ и со Fe3+, првата карактеристика, за која е познато дека има послаб (посилен) L3 раб за Fe, укажува на помал (поголем) број на незафатени t2g состојби.Ова се однесува на Fe2+ (Fe3+), што покажува дека првата карактеристика на зголемувањето укажува на зголемување на содржината на Fe2+47.Овие резултати покажуваат дека на ладно валаната површина на композитите доминира коегзистенција на Fe2+ и γ-Fe2O3, α-Fe2O3 и/или Fe3O4.
Зголемени фотоелектронски термички слики на XAS спектрите (a, c) и (b, d) кои го преминуваат работ Fe L2,3 на различни просторни позиции во избраните региони 2 и E на Сл.2г.
Добиените експериментални податоци (сл. 4а и дополнителна слика 11) се нацртани и споредени со податоците за чистите соединенија 40, 41, 48. Три различни типови на експериментално набљудувани спектри на Fe L-раб XAS (XAS- 1, XAS-2 и XAS-3: Сл. 4а).Особено, спектарот 2-a (означен како XAS-1) на Сл. 3б проследен со спектарот 2-b (означен XAS-2) беше забележан на целата област за откривање, додека спектрите како E-3 беа забележани на слика 3d (означен XAS-3) беа забележани на одредени локации.Како по правило, четири параметри беа користени за да се идентификуваат постојните валентни состојби во примерокот што се испитува: (1) спектрални карактеристики L3 и L2, (2) енергетски позиции на карактеристиките L3 и L2, (3) енергетска разлика L3-L2., (4) однос на интензитетот L2/L3.Според визуелните набљудувања (сл. 4а), сите три компоненти на Fe, имено, Fe0, Fe2+ и Fe3+, се присутни на површината на SDSS што се проучува.Пресметаниот сооднос на интензитет L2/L3, исто така, укажа на присуство на сите три компоненти.
Симулирани XAS спектри на Fe со забележани три различни експериментални податоци (цврсти линии XAS-1, XAS-2 и XAS-3 одговараат на 2-a, 2-b и E-3 на Сл. 2 и 3) Споредба, октаедрони Fe2+, Fe3+ со вредности на кристално поле измерени од 1.0, соодветно, со податоци од 1.0 eV, X. , XAS-2, XAS-3) и соодветните оптимизирани LCF податоци (цврста црна линија), а исто така во форма XAS-3 спектри со Fe3O4 (мешана состојба на Fe) и Fe2O3 (чисто Fe3+) стандарди.
Линеарно комбинирано вклопување (LCF) од трите стандарди 40, 41, 48 беше искористено за квантифицирање на составот на железен оксид.LCF беше имплементиран за три избрани Fe L-раб XAS спектри кои покажуваат највисок контраст, имено XAS-1, XAS-2 и XAS-3, како што е прикажано на Сл. 4b-d.За LCF фитинзи, 10% Fe0 беше земен во предвид во сите случаи поради фактот што забележавме мал раб во сите податоци, а исто така и поради фактот што металното железо е главната компонента на челикот. Навистина, пробната длабочина на X-PEEM за Fe (~6 nm)49 е поголема од проценетата дебелина на оксидациониот слој (малку > 4 nm), што овозможува откривање на сигналот од железната матрица (Fe0) под слојот за пасивација. Навистина, пробната длабочина на X-PEEM за Fe (~6 nm)49 е поголема од проценетата дебелина на оксидациониот слој (малку > 4 nm), што овозможува откривање на сигналот од железната матрица (Fe0) под слојот за пасивација. Дејствительно, пробная глубина X-PEEM за Fe (~ 6 nm) 49 повеќе, штом предполагаемая толщина сля окисления (немного > 4 nm), што ќе позволяет поднаружить сигнал од железнички (материи) на железница. Навистина, длабочината на сондата X-PEEM за Fe (~6 nm)49 е поголема од претпоставената дебелина на оксидациониот слој (малку >4 nm), што овозможува да се открие сигналот од железната матрица (Fe0) под слојот за пасивација.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慉（略层厚度慉（略厚度慉（略> 4 nm）化层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大 于 的 氧化层 厚溦 略 略 弉 4自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信塏信号Фактски, аглубина обануршниея фе (~ 6 ном) 49 С-помощщ x-пеем чto poзvOlяет Обнаршурьать асигнал ot железной матицы (fe0) nиже -пассиврующего. Всушност, длабочината на откривање на Fe (~6 nm) 49 од страна на X-PEEM е поголема од очекуваната дебелина на оксидниот слој (малку > 4 nm), што овозможува откривање на сигналот од железната матрица (Fe0) под слојот за пасивација. .Беа изведени различни комбинации на Fe2+ и Fe3+ за да се најде најдоброто можно решение за набљудуваните експериментални податоци.На сл.4б го покажува спектарот XAS-1 за комбинацијата на Fe2+ и Fe3+, каде што пропорциите на Fe2+ и Fe3+ биле слични за околу 45%, што укажува на мешани оксидациски состојби на Fe.Додека за спектарот XAS-2, процентот на Fe2+ и Fe3+ станува ~30% и 60%, соодветно.Fe2+ ​​е помал од Fe3+.Односот на Fe2+ и Fe3, еднаков на 1:2, значи дека Fe3O4 може да се формира во истиот сооднос помеѓу јоните на Fe.Дополнително, за XAS-3 спектарот, процентот на Fe2+ и Fe3+ станува ~10% и 80%, што укажува на поголема конверзија на Fe2+ во Fe3+.Како што споменавме погоре, Fe3+ може да дојде од α-Fe2O3, γ-Fe2O3 или Fe3O4.За да се разбере најверојатниот извор на Fe3+, спектарот XAS-3 беше исцртан со различни стандарди Fe3+ на Слика 4д, покажувајќи сличност со двата стандарди кога се разгледува врвот Б.Сепак, интензитетот на врвовите на рамената (A: од Fe2+) и односот на интензитет B/A укажуваат на тоа дека спектарот на XAS-3 е близок, но не се совпаѓа со спектарот на γ-Fe2O3.Во споредба со најголемиот дел γ-Fe2O3, врвот Fe 2p XAS на A SDSS има малку поголем интензитет (сл. 4e), што укажува на поголем интензитет на Fe2+.Иако спектарот на XAS-3 е сличен на оној на γ-Fe2O3, каде што Fe3+ е присутен во позициите Oh и Td, идентификацијата на различните валентни состојби и координацијата само по должината на работ L2,3 или односот на интензитетот L2/L3 останува проблем.тема на тековна дискусија поради сложеноста на различните фактори кои влијаат на крајниот спектар41.
Покрај спектралните разлики во хемиската состојба на избраните региони од интерес опишани погоре, глобалната хетерогеност на клучните елементи Cr и Fe, исто така, беше оценета со класифицирање на сите XAS спектри добиени на површината на примерокот со користење на методот на кластерирање K-means..Рабните профили Cr L се поставени да формираат две оптимални кластери просторно распоредени во топло обработените и ладно валани примероци прикажани на сл.5. Јасно е дека никакви локални структурни промени не се перципираат како слични, бидејќи двата центроиди на спектрите XAS Cr се споредливи.Овие спектрални форми на двете кластери се речиси идентични со оние што одговараат на Cr2O342, што значи дека слоевите Cr2O3 се релативно рамномерно распоредени на SDSS.
Cr L K-значи кластери на рабовите региони, а b е соодветните XAS центроиди.Резултати од споредбата на K-значи X-PEEM на ладно валани SDSS: c Cr L2.3 рабниот регион на кластерите K-средства и d соодветните XAS центроиди.
За да се илустрираат посложени карти на рабовите FeL, четири и пет оптимизирани кластери и нивните поврзани центроиди (спектрални профили) беа користени за топло обработени и ладно валани примероци, соодветно.Затоа, процентот (%) на Fe2+ и Fe3+ може да се добие со поставување на LCF прикажан на сл.4.Псеудоелектродниот потенцијал Epseudo како функција на Fe0 беше искористен за да се открие микрохемиската нехомогеност на површинскиот оксиден филм.Епсеудото грубо се проценува со правилото за мешање,
каде што \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) е еднакво на \(\rm{Fe} + 2e^ – \ до \rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 и 0,036 V, соодветно.Регионите со помал потенцијал имаат поголема содржина на соединението Fe3+.Распределбата на потенцијалот кај термички деформираните примероци има слоевит карактер со максимална промена од околу 0,119 V (сл. 6а, б).Оваа потенцијална дистрибуција е тесно поврзана со површинската топографија (сл. 6а).Не беа забележани други промени зависни од положбата во основната ламинарна внатрешност (сл. 6б).Напротив, за поврзување на различни оксиди со различна содржина на Fe2+ и Fe3+ во ладно валани SDSS, може да се забележи нееднаква природа на псевдопотенцијалот (сл. 6c, d).Fe3+ оксидите и/или (окси)хидроксидите се главните состојки на 'рѓата во челикот и се пропустливи за кислород и вода50.Во овој случај, островите богати со Fe3+ се сметаат за локално распространети и може да се сметаат за кородирани области.Во исто време, градиентот во потенцијалното поле, наместо апсолутната вредност на потенцијалот, може да се користи како индикатор за локализација на активните места за корозија.Оваа нерамномерна дистрибуција на Fe2+ и Fe3+ на површината на ладно валани SDSS може да ја промени локалната хемија и да обезбеди попрактична активна површина при распаѓање на оксидниот филм и реакциите на корозија, а со тоа овозможува континуирана корозија на основната метална матрица, што резултира со внатрешна корозија.хетерогеност на својствата и намалување на заштитните својства на пасивирачкиот слој.
K-значи кластери и соодветните XAS центроиди во Fe L2.3 рабниот регион на топло деформираниот X-PEEM ac и df на ладно валани SDSS.a, d K-значи кластер заплетови преклопени на X-PEEM слики.Пресметаниот псевдоелектроден потенцијал (Epseudo) се споменува заедно со кластерот на К-средства.Осветленоста на сликата на X-PEEM, како бојата на сл. 2, е пропорционална на интензитетот на апсорпција на Х-зраците.
Релативно униформа Cr, но различната хемиска состојба на Fe доведува до различно оштетување на оксидниот филм и шеми на корозија кај топло обработен и ладно валан Ce-2507.Ова својство на ладно валаниот Ce-2507 е добро проучено.Во однос на формирањето на оксиди и хидроксиди на Fe во амбиенталниот воздух во оваа речиси неутрална работа, реакциите се следни:
Горенаведените реакции се случуваат во следните сценарија врз основа на X-PEEM анализа.Мало рамо кое одговара на Fe0 е поврзано со основното метално железо.Реакцијата на металниот Fe со околината резултира со формирање на слој Fe(OH)2 (равенка (5)), што го подобрува сигналот Fe2+ во Fe L-работ XAS.Долготрајната изложеност на воздух може да резултира со формирање на Fe3O4 и/или Fe2O3 оксиди по Fe(OH)252,53.Две стабилни форми на Fe, Fe3O4 и Fe2O3, исто така, можат да се формираат во заштитен слој богат со Cr3+, од кој Fe3O4 претпочита униформа и леплива структура.Присуството на двете резултира со мешани оксидациски состојби (спектар XAS-1).Спектарот XAS-2 главно одговара на Fe3O4.Додека набљудувањето на спектрите XAS-3 на неколку места укажа на целосна конверзија во γ-Fe2O3.Бидејќи длабочината на пенетрација на расклопените рендгенски зраци е околу 50 nm, сигналот од долниот слој резултира со поголем интензитет на врвот А.
Спектарот XPA покажува дека компонентата Fe во оксидниот филм има слоевита структура комбинирана со слој од Cr оксид.За разлика од знаците на пасивација поради локална нехомогеност на Cr2O3 при корозија, и покрај униформниот слој на Cr2O3 во оваа работа, во овој случај е забележана мала отпорност на корозија, особено кај ладно валани примероци.Набљудуваното однесување може да се сфати како хетерогеност на хемиската оксидациска состојба во горниот слој (Fe), што влијае на перформансите на корозија.Поради истата стехиометрија на горниот слој (железен оксид) и долниот слој (хром оксид)52,53 подобрата интеракција (адхезија) меѓу нив доведува до бавен транспорт на метални или јони на кислород во решетката, што, пак, доведува до зголемување на отпорноста на корозија.Затоа, се претпочита континуиран стехиометриски однос, т.е. една оксидациска состојба на Fe од наглите стехиометриски промени.SDSS деформираниот со топлина има порамномерна површина, погуст заштитен слој и подобра отпорност на корозија.Додека за ладно валани SDSS, присуството на острови богати со Fe3+ под заштитниот слој го нарушува интегритетот на површината и предизвикува галванска корозија со блиската подлога, што доведува до нагло опаѓање на Rp (Табела 1).Спектарот на EIS и неговата отпорност на корозија се намалени.Може да се види дека локалната дистрибуција на островите богати со Fe3+ поради пластична деформација главно влијае на отпорноста на корозија, што е пробив во оваа работа.Така, оваа студија прикажува спектроскопски микроскопски слики на намалување на отпорноста на корозија на примероците SDSS проучувани со методот на пластична деформација.
Дополнително, иако легирањето со елементи од ретка земја во двофазни челици покажува подобри перформанси, интеракцијата на овој адитивен елемент со индивидуална челична матрица во однос на однесувањето на корозија според податоците од спектроскопската микроскопија останува неостварлива.Појавата на Ce сигнали (преку XAS M-рабовите) се појавува само на неколку места за време на ладно валање, но исчезнува при топла деформација на SDSS, што укажува на локално врнежи на Ce во челичната матрица, наместо хомогена легура.Иако не ги подобрува значително механичките својства на SDSS6,7, присуството на ретки земјени елементи ја намалува големината на подмножествата и се смета дека го инхибира дупчењето во почетната област54.
Како заклучок, оваа работа го открива ефектот на површинската хетерогеност врз корозијата на 2507 SDSS модифициран со цериум со квантифицирање на хемиската содржина на компонентите на нано размери.Ние одговараме на прашањето зошто нерѓосувачкиот челик кородира дури и под заштитниот оксиден слој со квантифицирање на неговата микроструктура, хемијата на површината и обработката на сигналот со користење на групирање К-средства.Утврдено е дека островите богати со Fe3+, вклучително и нивната октаедрална и тетраедрална координација долж целата карактеристика на мешаниот Fe2+/Fe3+, се извор на оштетување и корозија на ладно валаниот оксиден филм SDSS.Наноостровите во кои доминира Fe3+ доведуваат до слаба отпорност на корозија дури и во присуство на доволен стехиометриски Cr2O3 пасивирачки слој.Покрај методолошкиот напредок во одредувањето на ефектот на хетерогеноста на нано-хемиските размери врз корозијата, се очекува тековната работа да ги инспирира инженерските процеси за подобрување на отпорноста на корозија на нерѓосувачките челици за време на производството на челик.
За да се подготви инготот Ce-2507 SDSS што се користеше во оваа студија, мешан состав кој вклучува Fe-Ce главна легура запечатена со чисто железна цевка беше стопен во индукциона печка со средна фреквенција од 150 kg за да се добие стопен челик и се истури во калап.Измерените хемиски состави (wt%) се наведени во дополнителната табела 2. Инготите прво топло се коваат во блокови.Потоа се вареше на 1050°C 60 минути за да се добие челик во состојба на цврст раствор, а потоа се гасеше во вода до собна температура.Проучените примероци беа детално проучени со помош на TEM и DOE за проучување на фазите, големината на зрната и морфологијата.Подетални информации за примероците и производниот процес може да се најдат во други извори6,7.
Цилиндричните примероци (φ10 mm×15 mm) за топла компресија беа обработени така што оската на цилиндерот беше паралелна со насоката на деформација на блокот.Високотемпературната компресија беше извршена на различни температури во опсег од 1000-1150°C со помош на термички симулатор Gleeble-3800 со постојана стапка на напрегање во опсег од 0,01-10 s-1.Пред деформацијата, примероците се загреваа со брзина од 10 °C s-1 за 2 минути на избрана температура за да се елиминира температурниот градиент.По постигнување на температурна униформност, примерокот беше деформиран до вистинска вредност на деформација од 0,7.По деформацијата, примероците веднаш се гаснат со вода за да се зачува деформираната структура.Стврднатиот примерок потоа се сече паралелно со насоката на компресија.За оваа конкретна студија, избравме примерок со состојба на жешко истегнување од 1050°C, 10 s-1 бидејќи набљудуваната микроцврстина беше повисока од другите примероци7.
Масивни (80 × 10 × 17 mm3) примероци од цврстиот раствор Ce-2507 беа користени во трифазна асинхрона мелница со два ролни LG-300 со најдобри механички својства меѓу сите други нивоа на деформација6.Стапката на напрегање и намалувањето на дебелината за секоја патека се 0,2 m·s-1 и 5%, соодветно.
Електрохемиска работна станица Autolab PGSTAT128N се користеше за електрохемиски мерења SDSS по ладно валање до 90% намалување на дебелината (1,0 еквивалентно вистинско деформирање) и по топло притискање на 1050°C за 10 s-1 до вистинско напрегање од 0,7.Работната станица има ќелија со три електроди со заситена каломелна електрода како референтна електрода, графитна контра електрода и SDSS примерок како работна електрода.Примероците беа исечени во цилиндри со дијаметар од 11,3 mm, на чии страни беа залемени бакарни жици.Примероците потоа беа фиксирани со епоксид, оставајќи работна отворена површина од 1 cm2 како работна електрода (долната страна на цилиндричниот примерок).Бидете внимателни при стврднување на епоксидот и последователно брусење и полирање за да избегнете пукање.Работните површини беа мелени и полирани со дијамантска суспензија за полирање со големина на честички од 1 μm, измиени со дестилирана вода и етанол и сушени на ладен воздух.Пред електрохемиските мерења, полираните примероци беа изложени на воздух неколку дена за да формираат природен филм од оксид.Воден раствор од FeCl3 (6,0 wt%), стабилизиран до pH = 1,0 ± 0,01 со HCl според препораките на ASTM, се користи за забрзување на корозијата на нерѓосувачкиот челик55 бидејќи е корозивен во присуство на хлоридни јони со силен оксидирачки капацитет и ниска pH G2 A48 стандардна средина.Потопете ја мострата во растворот за испитување 1 час за да достигне блиска стабилна состојба пред да направите какви било мерења.За примероците со цврст раствор, топло формиран и ладно валани, мерењата на импедансата беа извршени при потенцијали на отворено коло (OPC) од 0,39, 0,33 и 0,25 V, соодветно, во опсегот на фреквенција од 1 105 до 0,1 Hz со амплитуда од 5 mV.Сите хемиски тестови беа повторени најмалку 3 пати под исти услови за да се обезбеди репродуктивност на податоците.
За мерењата HE-SXRD, беа измерени правоаголни дуплексни челични блокови со димензии 1 × 1 × 1,5 mm3 за да се квантифицира составот на фазата на зракот на високоенергетскиот вигрувач Brockhouse во CLS, Канада56.Собирањето податоци беше спроведено во геометрија на Дебај-Шерер или геометрија на пренос на собна температура.Брановата должина на Х-зраци калибрирана со калибраторот LaB6 е 0,212561 Å, што одговара на 58 keV, што е многу повисока од онаа на Cu Kα (8 keV) што вообичаено се користи како лабораториски извор на Х-зраци.Примерокот беше лоциран на растојание од 740 mm од детекторот.Волуменот за откривање на секој примерок е 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, што се одредува според големината на снопот и дебелината на примерокот.Сите податоци беа собрани со помош на детектор за област Перкин Елмер, детектор на рендген со рамен панел, 200 µm пиксели, 40×40 cm2 со користење на време на експозиција од 0,3 секунди и 120 рамки.
X-PEEM мерењата на два избрани модели системи беа извршени на крајната станица Beamline MAXPEEM PEEM во лабораторијата MAX IV (Лунд, Шведска).Примероците беа подготвени на ист начин како и за електрохемиските мерења.Подготвените примероци беа чувани во воздух неколку дена и дегазирани во ултрависока вакуумска комора пред да бидат озрачени со синхротронски фотони.Енергетската резолуција на линијата на зракот е добиена со мерење на спектарот на принос на јон во побудувачкиот регион од N 1 S до 1 \ (\ pi _g^ \ ast \) во близина на HV = 401 EV во N2 со зависноста на фотонската енергија од E3/2, 57. Спектарот за приближување даде ΔE (ширина на спектралната линија) од околу 0,3 EV во измерената енергија. Затоа, енергетската резолуција на зрачната линија беше проценета дека е E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 и флукс ≈1012 ph/s со користење на модифициран монохроматор SX-700 со Si 1200-линиски mm−1 решетка за Fe 2p L2,3, раб L2,3, раб L2,3, 3p, М4,5 раб. Затоа, енергетската резолуција на зракот беше проценета дека е E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 и флукс ≈1012 ph/s со користење на модифициран монохроматор SX-700 со Si 1200-линија mm−1 решетка за Fe 2p L3r2.2p, раб, Ni. М4,5 раб. Таким образом, енергетическое разрешение канала пучка было оценето како E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 и поток ≈1012 ф/с при использование модифицированного монохроматора SX-200 Si ка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. Така, енергетската резолуција на каналот на зракот беше проценета како E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 и флукс ≈1012 f/s со помош на модифициран монохроматор SX-700 со Si решетка од 1200 линии/мм за раб 2p L2,3,2p, L2, Cr. 4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，通1 过 估计为光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边Ce M4,3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 Ｘ0 为 为 δe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 L2.2 边 用 缘、Cr 2p L2.3 边 用M4,5 км.Така, кога се користи модифициран монохроматор SX-700 со 1200 линија Si решетка.3, Cr раб 2p L2.3, Ni раб 2p L2.3 и Ce edge M4.5.Скенирајте ја енергијата на фотонот во чекори од 0,2 eV.На секоја енергија, PEEM сликите беа снимени со помош на детектор TVIPS F-216 CMOS поврзан со влакна со 2 x 2 канти, што обезбедува резолуција од 1024 x 1024 пиксели во видно поле од 20 µm.Времето на експозиција на сликите беше 0,2 секунди, во просек 16 фрејмови.Енергијата на сликата на фотоелектронот е избрана на таков начин што ќе обезбеди максимален секундарен електронски сигнал.Сите мерења беа извршени при нормална инциденца користејќи линеарно поларизиран фотонски зрак.Повеќе информации за мерењата може да се најдат во претходната студија.По проучувањето на режимот на откривање на вкупниот принос на електрони (TEY) и неговата примена во X-PEEM49, пробната длабочина на овој метод се проценува дека е околу 4-5 nm за сигналот Cr и околу 6 nm за Fe.Длабочината на Cr е многу блиску до дебелината на оксидниот филм (~ 4 nm) 60,61 додека длабочината на Fe е поголема од дебелината.XRD собран на работ на Fe L е мешавина од XRD на железни оксиди и Fe0 од матрицата.Во првиот случај, интензитетот на емитираните електрони доаѓа од сите можни типови на електрони кои придонесуваат за TEY.Сепак, сигналот од чисто железо бара поголема кинетичка енергија за електроните да поминат низ оксидниот слој до површината и да бидат собрани од анализаторот.Во овој случај, сигналот Fe0 главно се должи на електроните на LVV Auger, како и секундарните електрони емитирани од нив.Дополнително, интензитетот на TEY придонесен од овие електрони се распаѓа за време на патеката за бегство на електрони, што дополнително го намалува спектралниот одговор Fe0 во железната XAS карта.
Интегрирањето на рударството на податоци во коцка на податоци (податоци X-PEEM) е клучен чекор во извлекувањето на релевантни информации (хемиски или физички својства) во повеќедимензионален пристап.Кластерирањето со К-средства е широко користено во неколку полиња, вклучувајќи машинско гледање, обработка на слики, препознавање шаблони без надзор, вештачка интелигенција и класификаторна анализа.На пример, кластерирањето со К-средство се покажа добро во кластерирањето на податоците за хиперспектрална слика.Во принцип, за податоци со повеќе карактеристики, алгоритмот K-means може лесно да ги групира врз основа на информации за нивните атрибути (својства на енергија на фотонот).Кластерирањето К-средства е итеративен алгоритам за поделба на податоците во К непреклопувачки групи (кластери), каде што секој пиксел припаѓа на одреден кластер во зависност од просторната распределба на хемиската нехомогеност во микроструктурниот состав на челикот.Алгоритмот K-means вклучува две фази: во првата фаза се пресметуваат К центроиди, а во втората фаза на секоја точка ѝ се доделува кластер со соседни центроиди.Центарот на гравитација на кластерот е дефиниран како аритметичка средина на точките на податоци (XAS спектар) за тој кластер.Постојат различни растојанија за да се дефинираат соседните центроиди како Евклидово растојание.За влезна слика од px,y (каде x и y се резолуцијата во пиксели), CK е центар на гравитација на кластерот;оваа слика потоа може да се сегментира (групира) во К кластери користејќи K-means63.Последните чекори на алгоритмот за кластерирање К-средства се:
Чекор 2. Пресметајте го членството на сите пиксели според тековниот центроид.На пример, се пресметува од Евклидовата оддалеченост d помеѓу центарот и секој пиксел:
Чекор 3 Доделете го секој пиксел до најблискиот центар.Потоа повторно пресметајте ги позициите на К-центроидот на следниов начин:
Чекор 4. Повторете го процесот (равенки (7) и (8)) додека центриоидите не се спојат.Конечните резултати од квалитетот на кластерирањето се во силна корелација со најдобриот избор на почетни центроиди.За структурата на податоци PEEM на челичните слики, обично X (x × y × λ) е коцка од податоци од 3D низа, додека оските x и y претставуваат просторни информации (резолуција на пиксели), а оската λ одговара на фотон.енергетска спектрална слика.Алгоритмот K-means се користи за истражување на региони од интерес за X-PEEM податоци со одвојување на пиксели (кластери или подблокови) според нивните спектрални карактеристики и извлекување на најдобрите центроиди (XAS спектрални профили) за секој аналит.Грозд).Се користи за проучување на просторна дистрибуција, локални спектрални промени, однесување на оксидација и хемиски состојби.На пример, алгоритмот за кластерирање K-means беше користен за Fe L-раб и Cr L-раб региони во топло обработени и ладно валани X-PEEM.Различни броеви на К кластери (региони на микроструктура) беа тестирани за да се пронајдат оптималните кластери и центроиди.Кога ќе се прикажат овие бројки, пикселите се преназначуваат на соодветните центроиди на кластерот.Секоја дистрибуција на бои одговара на центарот на кластерот, покажувајќи го просторниот распоред на хемиските или физичките објекти.Извлечените центроиди се линеарни комбинации на чисти спектри.
Податоците кои ги поддржуваат резултатите од оваа студија се достапни на разумно барање од соодветниот автор на WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Цврстина на фрактура на заварен дуплекс нерѓосувачки челик. Sieurin, H. & Sandström, R. Цврстина на фрактура на заварен дуплекс нерѓосувачки челик. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Цврстина на фрактура на заварен дуплекс нерѓосувачки челик. Sieurin, H. & Sandström, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性. Sieurin, H. & Sandstrom, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Sieurin, H. & Sandström, R. Цврстина на фрактура на заварени дуплекс нерѓосувачки челици.Британија.Дробен дел.крзно.73, 377-390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Отпорност на корозија на дуплекс нерѓосувачки челици во избрани органски киселини и органски киселини/хлоридни средини. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Отпорност на корозија на дуплекс нерѓосувачки челици во избрани органски киселини и органски киселини/хлоридни средини.Адамс, ФВ, Олубамби, ПА, Потгитер, Ј. Кх.и Van Der Merwe, J. Отпорност на корозија на дуплекс нерѓосувачки челици во средини со некои органски киселини и органски киселини/хлориди. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, Џ. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J.Адамс, ФВ, Олубамби, ПА, Потгитер, Ј. Кх.и Van Der Merwe, J. Отпорност на корозија на дуплекс нерѓосувачки челици во избрани средини на органски киселини и органски киселини/хлориди.конзерванс.Materials Methods 57, 107-117 (2010).
Barrera, S. et al.Корозивно-оксидативно однесување на дуплекс легури Fe-Al-Mn-C.Материјали 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Нова генерација на супер дуплекс челици за опрема за производство на гас и нафта. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Нова генерација на супер дуплекс челици за опрема за производство на гас и нафта.Левков Л., Шуригин Д., Дуб В., Косирев К., Баликоев А. Нова генерација на супер дуплекс челици за опрема за производство на нафта и гас.Левков Л., Шуригин Д., Дуб В., Косирев К., Баликоев А. Нова генерација на супер дуплекс челици за опрема за производство на гас и нафта.Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Истражување на однесувањето на топла деформација на дуплекс нерѓосувачки челик одделение 2507. Метал. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Истражување на однесувањето на топла деформација на дуплекс нерѓосувачки челик одделение 2507. Метал. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Метал. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Студија за однесувањето на топла деформација од тип 2507 дуплекс нерѓосувачки челик.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。Kingklang, S. и Utaisansuk, V. Истражување на однесувањето на топла деформација од тип 2507 дуплекс нерѓосувачки челик.Метал.алма матер.транс.48, 95-108 (2017).
Џоу, Т. и сор.Ефект на контролирано ладно валање врз микроструктурата и механичките својства на супер-дуплекс SAF 2507 нерѓосувачки челик модифициран со цериум.алма матер.науката.Британија.A 766, 138352 (2019).
Џоу, Т. и сор.Структурни и механички својства предизвикани од термичка деформација на супер-дуплекс SAF 2507 нерѓосувачки челик модифициран со цериум.J. Алма матер.резервоар.технологија.9, 8379-8390 (2020).
Женг, З., Ванг, С., Лонг, Ј., Ванг, Ј и Женг, К. Женг, З., Ванг, С., Лонг, Ј., Ванг, Ј и Женг, К.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. и Zheng K. Влијание на ретките земјени елементи врз однесувањето на аустенитниот челик при оксидација на висока температура. Женг, З., Ванг, С., Лонг, Ј., Ванг, Џ. и Женг, К. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 Женг, З., Ванг, С., Лонг, Ј., Ванг, Ј и Женг, К.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. и Zheng K. Влијание на ретките земјени елементи врз однесувањето на аустенитните челици при оксидација на висока температура.корос.науката.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ефектите на Ce врз микроструктурата и својствата на 27Cr-3.8Mo-2Ni супер-феритни нерѓосувачки челици. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ефектите на Ce врз микроструктурата и својствата на 27Cr-3.8Mo-2Ni супер-феритни нерѓосувачки челици.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. и Sun S. Влијание на Se врз микроструктурата и својствата на суперферитни нерѓосувачки челици 27Cr-3,8Mo-2Ni. Ли, Ј., Јанг, Г., Џианг, З., Чен, Ц. и Сан, С. Це 对27Cr-3.8Mo-2Ni Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ефектите на Ce врз микроструктурата и својствата на супер-челик нерѓосувачки челик 27Cr-3.8Mo-2Ni. Ли, Ј., Јанг, Г., Џианг, З., Чен, Ц. и Сан, С. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ефект на Ce врз микроструктурата и својствата на суперферитниот нерѓосувачки челик 27Cr-3,8Mo-2Ni.Железен знак.Стилмак 47, 67–76 (2020).