Hvala vam što ste posjetili Nature.com. Verzija preglednika koju koristite ima ograničenu podršku za CSS. Za najbolje iskustvo, preporučujemo da koristite ažurirani preglednik (ili da onemogućite način kompatibilnosti u Internet Exploreru). U međuvremenu, kako bismo osigurali kontinuiranu podršku, prikazat ćemo stranicu bez stilova i JavaScripta.
Široko korišteni nehrđajući čelik i njegove kovane verzije otporni su na koroziju u ambijentalnim uvjetima zbog pasivizacijskog sloja koji se sastoji od kromovog oksida. Korozija i erozija čelika tradicionalno se povezuju s uništavanjem ovih slojeva, ali rijetko na mikroskopskom nivou, ovisno o porijeklu površinske nehomogenosti. U ovom radu, nanoskalna površinska hemijska heterogenost otkrivena spektroskopskom mikroskopijom i kemometrijskom analizom neočekivano dominira razgradnjom i korozijom hladno valjanog super dupleks nehrđajućeg čelika 2507 (SDSS) modificiranog cerijem tokom njegovog ponašanja vruće deformacije. s druge strane. Iako je rendgenska fotoelektronska mikroskopija pokazala relativno ujednačenu pokrivenost prirodnog sloja Cr2O3, hladno valjani SDSS pokazao je slabe rezultate pasivizacije zbog lokalizirane distribucije nanootoka bogatih Fe3+ na sloju Fe/Cr oksida. Ovo znanje na atomskom nivou pruža duboko razumijevanje korozije nehrđajućeg čelika i očekuje se da će pomoći u borbi protiv korozije sličnih visokolegiranih metala.
Od izuma nehrđajućeg čelika, otpornost na koroziju ferohromnih legura pripisuje se hromu, koji formira jak oksid/oksihidroksid pokazujući pasivirajuće ponašanje u većini okruženja. U poređenju sa konvencionalnim (austenitnim i feritnim) nehrđajućim čelicima, super dupleks nehrđajući čelici (SDSS) sa boljom otpornošću na koroziju imaju superiorna mehanička svojstva1,2,3. Povećana mehanička čvrstoća omogućava lakše i kompaktnije dizajne. Nasuprot tome, ekonomični SDSS ima visoku otpornost na koroziju u tačkama i pukotinama, što rezultira dužim vijekom trajanja i širom primjenom u kontroli zagađenja, hemijskim kontejnerima i offshore naftnoj i gasnoj industriji4. Međutim, uski raspon temperatura termičke obrade i loša oblikovljivost ometaju njegovu široku praktičnu primjenu. Stoga je SDSS modificiran kako bi se poboljšala gore navedena svojstva. Na primjer, modifikacija Ce i visoki dodaci N 6, 7, 8 uvedeni su u 2507 SDSS (Ce-2507). Odgovarajuća koncentracija od 0,08 težinskih% rijetkozemnog elementa (Ce) ima blagotvoran učinak na mehanička svojstva DSS-a, jer poboljšava profinjenost zrna i čvrstoću granica zrna. Otpornost na habanje i koroziju, zatezna čvrstoća i granica tečenja, te obradivost u vrućim uslovima su također poboljšane9. Velike količine dušika mogu zamijeniti skupi nikl, što SDSS čini isplativijim10.
Nedavno je SDSS plastično deformiran na različitim temperaturama (niska temperatura, hladno i vruće) kako bi se postigla odlična mehanička svojstva6,7,8. Međutim, odlična otpornost SDSS-a na koroziju posljedica je prisustva tankog oksidnog filma na površini, na koji utječu mnogi faktori, kao što su prisustvo mnogih faza s različitim granicama zrna, neželjeni talozi i različite reakcije. Unutrašnja nehomogena mikrostruktura različitih austenitnih i feritnih faza se deformira7. Stoga je proučavanje mikrodomenskih svojstava takvih filmova na nivou elektronske strukture od ključne važnosti za razumijevanje korozije SDSS-a i zahtijeva složene eksperimentalne tehnike. Do sada, površinski osjetljive metode poput Augerove elektronske spektroskopije11 i rendgenske fotoelektronske spektroskopije12,13,14,15, kao i tvrdi rendgenski fotoelektronski fotoelektronski sistem, razlikuju, ali često ne uspijevaju razdvojiti, hemijska stanja istog elementa u različitim tačkama prostora na nanoskali. Nekoliko nedavnih studija povezalo je lokalnu oksidaciju hroma sa uočenim ponašanjem korozije 17 austenitnih nehrđajućih čelika, 18 martenzitnih nehrđajućih čelika i SDSS 19, 20. Međutim, ove studije su se uglavnom fokusirale na uticaj heterogenosti Cr (npr. oksidacijsko stanje Cr3+) na otpornost na koroziju. Lateralnu heterogenost u oksidacijskim stanjima elemenata mogu uzrokovati različiti spojevi s istim sastavnim elementima, kao što su željezni oksidi. Ovi spojevi nasljeđuju termomehanički obrađenu malu veličinu blizu jedan drugom, ali se razlikuju po sastavu i oksidacijskom stanju 16,21. Stoga, otkrivanje uništavanja oksidnih filmova, a zatim i korozije zahtijeva razumijevanje površinske nehomogenosti na mikroskopskom nivou. Uprkos ovim zahtjevima, kvantitativne procjene poput lateralne oksidacijske heterogenosti, posebno željeza na nano/atomskoj skali, još uvijek nedostaju i njihov značaj za otpornost na koroziju ostaje neistražen. Do nedavno, hemijsko stanje različitih elemenata, poput Fe i Ca, kvantitativno je opisivano na uzorcima čelika korištenjem meke rendgenske fotoelektronske mikroskopije (X-PEEM) u nanoskalnim sinhrotronskim zračenjima. U kombinaciji s hemijski osjetljivim tehnikama rendgenske apsorpcijske spektroskopije (XAS), X-PEEM omogućava XAS mjerenje s visokom prostornom i spektralnom rezolucijom, pružajući hemijske informacije o elementarnom sastavu i njegovom hemijskom stanju s prostornom rezolucijom do nanometarske skale 23. Ovo spektroskopsko posmatranje mjesta inicijacije pod mikroskopom olakšava lokalne hemijske eksperimente i može prostorno demonstrirati prethodno neistražene hemijske promjene u Fe sloju.
Ova studija proširuje prednosti PEEM-a u otkrivanju hemijskih razlika na nanoskali i predstavlja uvidljivu metodu analize površine na atomskom nivou za razumijevanje korozijskog ponašanja Ce-2507. Koristi K-means klaster kemometrijske podatke24 za mapiranje globalnog hemijskog sastava (heterogenosti) uključenih elemenata, s njihovim hemijskim stanjima predstavljenim u statističkom prikazu. Za razliku od konvencionalne korozije uzrokovane pucanjem filma hrom oksida, trenutna slaba pasivizacija i slaba otpornost na koroziju pripisuju se lokaliziranim Fe3+ bogatim nanoostrvima u blizini sloja Fe/Cr oksida, što može biti napad zaštitnog oksida. On formira film na mjestu i uzrokuje koroziju.
Korozivno ponašanje deformiranog SDSS 2507 prvo je procijenjeno elektrohemijskim mjerenjima. Na slici 1 prikazane su Nyquistove i Bodeove krive za odabrane uzorke u kiselim (pH = 1) vodenim rastvorima FeCl3 na sobnoj temperaturi. Odabrani elektrolit djeluje kao jako oksidacijsko sredstvo, karakterizirajući tendenciju pasivizacijskog filma ka raspadanju. Iako materijal nije podvrgnut stabilnom korozijskom efektu na sobnoj temperaturi, ove analize su pružile uvid u potencijalne događaje kvara i procese nakon korozije. Ekvivalentno kolo (slika 1d) korišteno je za prilagođavanje spektara elektrohemijske impedansne spektroskopije (EIS), a odgovarajući rezultati prilagođavanja prikazani su u tabeli 1. Nepotpuni polukružići pojavili su se pri ispitivanju uzoraka tretiranih rastvorom i toplo obrađenih, dok su odgovarajući komprimirani polukružići bili hladno valjani (slika 1b). U EIS spektru, poluprečnik polukružnice može se smatrati polarizacijskim otporom (Rp)25,26. Rp vrijednosti za SDSS tretiran rastvorom u Tabeli 1 su oko 135 kΩ cm-2, međutim, za toplo obrađeni i hladno valjani SDSS možemo vidjeti mnogo niže vrijednosti od 34,7 i 2,1 kΩ cm-2 respektivno. Ovo značajno smanjenje Rp vrijednosti ukazuje na štetan uticaj plastične deformacije na pasivizaciju i otpornost na koroziju, kao što je prikazano u prethodnim izvještajima 27, 28, 29, 30.
a Nyquistov, b, c Bodeov impedansni i fazni dijagram, te ekvivalentni model kola za d, gdje je RS otpor elektrolita, Rp je polarizacijski otpor, a QCPE je oksid konstantne faze koji se koristi za modeliranje neidealnog kapaciteta (n). EIS mjerenja su provedena pri potencijalu bez opterećenja.
Konstante prvog reda prikazane su na Bodeovom dijagramu, a plato visoke frekvencije predstavlja otpor elektrolita RS26. Kako se frekvencija smanjuje, impedancija se povećava i javlja se negativni fazni ugao, što ukazuje na dominaciju kapacitivnosti. Fazni ugao se povećava, zadržavajući svoju maksimalnu vrijednost u relativno širokom frekventnom opsegu, a zatim se smanjuje (Slika 1c). Međutim, u sva tri slučaja ova maksimalna vrijednost je i dalje manja od 90°, što ukazuje na neidealno kapacitivno ponašanje zbog kapacitivne disperzije. Stoga se QCPE konstantni fazni element (CPE) koristi za predstavljanje raspodjele međufazne kapacitivnosti izvedene iz hrapavosti ili nehomogenosti površine, posebno u smislu atomske skale, fraktalne geometrije, poroznosti elektrode, neuniformnog potencijala i površinski zavisne raspodjele struje. Geometrija elektrode31,32. Impedancija CPE:
gdje je j imaginarni broj, a ω ugaona frekvencija. QCPE je frekventno nezavisna konstanta proporcionalna aktivnoj otvorenoj površini elektrolita. n je bezdimenzionalni broj snage koji opisuje odstupanje od idealnog kapacitivnog ponašanja kondenzatora, tj. što je n bliže 1, to je CPE bliži čistom kapacitetu, a ako je n blizu nuli, to je otpor. Malo odstupanje n, blizu 1, ukazuje na neidealno kapacitivno ponašanje površine nakon ispitivanja polarizacije. QCPE hladno valjanog SDSS-a je mnogo veći nego kod sličnih proizvoda, što znači da je kvalitet površine manje ujednačen.
U skladu s većinom svojstava otpornosti na koroziju nehrđajućih čelika, relativno visok sadržaj Cr u SDSS-u općenito rezultira superiornom otpornošću na koroziju SDSS-a zbog prisutnosti pasivnog zaštitnog oksidnog filma na površini17. Ovaj pasivizirajući film obično je bogat Cr3+ oksidima i/ili hidroksidima, uglavnom integrirajući Fe2+, Fe3+ okside i/ili (oksi)hidrokside33. Uprkos istoj ujednačenosti površine, pasivizirajućem oksidnom sloju i odsustvu vidljivih oštećenja na površini, što je utvrđeno mikroskopskim slikama,6,7 ponašanje korozije toplo obrađenog i hladno valjanog SDSS-a je različito i stoga zahtijeva dubinsko proučavanje deformacijske mikrostrukture i strukturnih karakteristika čelika.
Mikrostruktura deformiranog nehrđajućeg čelika kvantitativno je istražena korištenjem internih i sinhrotronskih visokoenergetskih rendgenskih zraka (Dodatne slike 1, 2). Detaljna analiza data je u Dodatnim informacijama. Iako uglavnom odgovaraju vrsti glavne faze, pronađene su razlike u volumskim udjelima faza, koje su navedene u Dodatnoj tabeli 1. Ove razlike mogu se povezati s nehomogenim faznim udjelima na površini, kao i volumetrijskim faznim udjelima provedenim na različitim dubinama. Detekcija rendgenskom difrakcijom (XRD) s različitim izvorima energije upadnih fotona. Relativno veći udio austenita u hladno valjanim uzorcima, određen XRD-om iz laboratorijskog izvora, ukazuje na bolju pasivizaciju i posljedično bolju otpornost na koroziju35, dok precizniji i statistički rezultati ukazuju na suprotne trendove u faznim udjelima. Osim toga, otpornost čelika na koroziju također ovisi o stupnju profinjenosti zrna, smanjenju veličine zrna, povećanju mikrodeformacija i gustoći dislokacija koje se javljaju tijekom termomehaničke obrade36,37,38. Toplo obrađeni uzorci pokazuju zrnastiju prirodu, što ukazuje na zrna mikronske veličine, dok glatki prstenovi uočeni kod hladno valjanih uzorka (Dopunska slika 3) ukazuju na značajno profinjenje zrna do nanoskale u prethodnom radu6, što bi trebalo doprinijeti pasivizaciji filma i povećanju otpornosti na koroziju. Veća gustoća dislokacija obično je povezana s nižom otpornošću na koroziju, što se dobro slaže s elektrokemijskim mjerenjima.
Promjene u hemijskim stanjima mikrodomena elementarnih elemenata sistematski su proučavane korištenjem X-PEEM-a. Uprkos obilju legirajućih elemenata, ovdje su odabrani Cr, Fe, Ni i Ce39, budući da je Cr ključni element za formiranje pasivizacionog filma, Fe je glavni element u čeliku, a Ni poboljšava pasivizaciju i uravnotežuje feritno-austenitnu faznu strukturu i svrhu modifikacije Ce. Podešavanjem energije sinhrotronskog zračenja, RAS je premazan sa površine sa glavnim karakteristikama Cr (ivica L2.3), Fe (ivica L2.3), Ni (ivica L2.3) i Ce (ivica M4.5). Vruće oblikovanje i hladno valjanje Ce-2507 SDSS. Odgovarajuća analiza podataka izvršena je uključivanjem energetske kalibracije sa objavljenim podacima (npr. XAS 40, 41 na Fe L2, 3 ivice).
Na sl. 2 prikazane su X-PEEM slike toplo obrađenog (sl. 2a) i hladno valjanog (sl. 2d) Ce-2507 SDSS i odgovarajućih XAS rubova Cr i Fe L2,3 na pojedinačno označenim lokacijama. L2,3 rub XAS-a ispituje nepopunjena 3d stanja nakon fotoekscitacije elektrona na nivoima spin-orbitalnog razdvajanja 2p3/2 (L3 rub) i 2p1/2 (L2 rub). Informacije o valentnom stanju Cr dobijene su iz XAS-a na L2,3 rubu na sl. 2b, e. Poređenje sa sucima. 42,43 pokazalo je da su uočena četiri vrha blizu L3 ruba, nazvana A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) i D (582,2 eV), koji odražavaju oktaedarski Cr3+, što odgovara Cr2O3 ionu. Eksperimentalni spektri se slažu s teorijskim proračunima prikazanim na panelima b i e, dobivenim iz višestrukih proračuna kristalnog polja na Cr L2.3 granici korištenjem kristalnog polja od 2,0 eV44. Obje površine toplo obrađenog i hladno valjanog SDSS-a su prekrivene relativno ujednačenim slojem Cr2O3.
X-PEEM termalna slika termički deformiranog SDSS-a koji odgovara b Cr L2.3 rubu i c Fe L2.3 rubu, d X-PEEM termalna slika hladno valjanog SDSS-a koji odgovara e Cr L2.3 rubu i f Fe L2.3 rubu (f). XAS spektri su prikazani na različitim prostornim pozicijama označenim na termalnim slikama (a, d), a isprekidane narandžaste linije u (b) i (e) predstavljaju simulirane XAS spektre Cr3+ s vrijednošću kristalnog polja od 2,0 eV. Za X-PEEM slike, koristite termalnu paletu za poboljšanje čitljivosti slike, gdje su boje od plave do crvene proporcionalne intenzitetu apsorpcije X-zraka (od niske do visoke).
Bez obzira na hemijsko okruženje ovih metalnih elemenata, hemijsko stanje dodataka legirajućih elemenata Ni i Ce za oba uzorka ostalo je nepromijenjeno. Dodatni crtež. Slike 5-9 prikazuju X-PEEM slike i odgovarajuće XAS spektre za Ni i Ce na različitim pozicijama na površini toplo obrađenih i hladno valjanih uzoraka. Ni XAS prikazuje oksidacijska stanja Ni2+ na cijeloj izmjerenoj površini toplo obrađenih i hladno valjanih uzoraka (Dodatna diskusija). Treba napomenuti da, u slučaju toplo obrađenih uzoraka, XAS signal Ce nije uočen, dok je u slučaju hladno valjanih uzoraka uočen spektar Ce3+. Posmatranje Ce mrlja u hladno valjanim uzorcima pokazalo je da se Ce uglavnom pojavljuje u obliku taloga.
U termički deformisanom SDSS-u nije uočena lokalna strukturna promjena u XAS-u na Fe L2,3 rubu (Sl. 2c). Međutim, Fe matrica mikroregionalno mijenja svoje hemijsko stanje na sedam nasumično odabranih tačaka hladno valjanog SDSS-a, kao što je prikazano na Sl. 2f. Pored toga, kako bi se dobila tačna slika promjena u stanju Fe na odabranim lokacijama na Sl. 2f, izvršene su lokalne površinske studije (Sl. 3 i Dopunska slika 10) u kojima su odabrane manje kružne regije. XAS spektri Fe L2,3 ruba α-Fe2O3 sistema i Fe2+ oktaedarskih oksida modelirani su višestrukim proračunima kristalnog polja korištenjem kristalnih polja od 1,0 (Fe2+) i 1,0 (Fe3+)44. Primjećujemo da α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 imaju različite lokalne simetrije45,46, Fe3O4 ima kombinaciju i Fe2+ i Fe3+,47, a FeO45 kao formalno dvovalentni Fe2+ oksid (3d6). Primjećujemo da α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 imaju različite lokalne simetrije45,46, Fe3O4 ima kombinaciju i Fe2+ i Fe3+,47, a FeO45 kao formalno dvovalentni Fe2+ oksid (3d6).Treba napomenuti da α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 imaju različite lokalne simetrije45,46, Fe3O4 kombinuje i Fe2+ i Fe3+,47 a FeO45 u obliku formalno dvovalentnog oksida Fe2+ (3d6).Treba napomenuti da α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 imaju različite lokalne simetrije45,46, Fe3O4 ima kombinaciju Fe2+ i Fe3+,47 a FeO45 djeluje kao formalni dvovalentni Fe2+ oksid (3d6). Svi Fe3+ ioni u α-Fe2O3 imaju samo Oh pozicije, dok je γ-Fe2O3 obično predstavljen sa Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinel sa prazninama u eg pozicijama. Stoga, Fe3+ ioni u γ-Fe2O3 imaju i Td i Oh pozicije. Kao što je spomenuto u prethodnom radu,45 iako je odnos intenziteta ova dva različit, njihov odnos intenziteta eg/t2g je ≈1, dok je u ovom slučaju uočeni odnos intenziteta eg/t2g oko 1. Ovo isključuje mogućnost da je u trenutnoj situaciji prisutan samo Fe3+. Uzimajući u obzir slučaj Fe3O4 sa i Fe2+ i Fe3+, prva poznata karakteristika koja ima slabiju (jaču) L3 ivicu za Fe ukazuje na manje (veće) nepopunjeno stanje t2g. Ovo se odnosi na Fe2+ (Fe3+), što pokazuje da prva karakteristika povećanja ukazuje na povećanje sadržaja Fe2+47. Ovi rezultati pokazuju da koegzistencija Fe2+ i γ-Fe2O3, α-Fe2O3 i/ili Fe3O4 dominira na hladno valjanoj površini kompozita.
Uvećane fotoelektronske termovizijske slike XAS spektara (a, c) i (b, d) koji prelaze preko Fe L2,3 ruba na različitim prostornim pozicijama unutar odabranih područja 2 i E na slikama 2d.
Dobijeni eksperimentalni podaci (Sl. 4a i Dopunska Sl. 11) su prikazani grafički i upoređeni sa podacima za čista jedinjenja 40, 41, 48. Tri različita tipa eksperimentalno posmatranih Fe L-ib XAS spektara (XAS-1, XAS-2 i XAS-3: Sl. 4a). Posebno, spektar 2-a (označen kao XAS-1) na Sl. 3b, a zatim spektar 2-b (označen kao XAS-2) je posmatran preko cijelog područja detekcije, dok su spektri poput E-3 uočeni na Sl. 3d (označen kao XAS-3) uočeni na određenim lokacijama. Po pravilu, četiri parametra su korištena za identifikaciju postojećih valentnih stanja u proučavanom uzorku: (1) spektralne karakteristike L3 i L2, (2) energetske pozicije karakteristika L3 i L2, (3) energetska razlika L3-L2, (4) odnos intenziteta L2/L3. Prema vizuelnim zapažanjima (Sl. 4a), sve tri Fe komponente, i to Fe0, Fe2+ i Fe3+, prisutne su na ispitivanoj SDSS površini. Izračunati odnos intenziteta L2/L3 također je ukazao na prisustvo sve tri komponente.
Simulirani XAS spektri Fe sa posmatranim trima različitim eksperimentalnim podacima (pune linije XAS-1, XAS-2 i XAS-3 odgovaraju 2-a, 2-b i E-3 na slici 2 i 3). Poređenje, oktaedri Fe2+, Fe3+ sa vrijednostima kristalnog polja od 1,0 eV i 1,5 eV, respektivno, eksperimentalni podaci izmjereni sa bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) i odgovarajući optimizovani LCF podaci (puna crna linija), a takođe i u obliku XAS-3 spektara sa standardima Fe3O4 (mješovito stanje Fe) i Fe2O3 (čisti Fe3+).
Za kvantifikaciju sastava željeznog oksida korištena je linearna kombinacija (LCF) tri standarda 40, 41, 48. LCF je implementiran za tri odabrana Fe L-brid XAS spektra koji pokazuju najveći kontrast, naime XAS-1, XAS-2 i XAS-3, kao što je prikazano na slici 4b–d. Za LCF fitovanje, 10% Fe0 je uzeto u obzir u svim slučajevima zbog činjenice da smo uočili malu izbočinu u svim podacima, a također i zbog činjenice da je metalno željezo glavna komponenta čelika. Zaista, dubina probacije X-PEEM-a za Fe (~6 nm)49 je veća od procijenjene debljine oksidacijskog sloja (nešto > 4 nm), što omogućava detekciju signala iz željezne matrice (Fe0) ispod pasivizacijskog sloja. Zaista, dubina probacije X-PEEM-a za Fe (~6 nm)49 je veća od procijenjene debljine oksidacijskog sloja (nešto > 4 nm), što omogućava detekciju signala iz željezne matrice (Fe0) ispod pasivizacijskog sloja. Efikasna, probna dubina X-PEEM za Fe (~ 6 nm)49 više, od pretpostavljene debljine sloja oksidacije (nemanog > 4 nm), što omogućava otkrivanje signala željezne matrice (Fe0) pod pasivnim slojem. Zaista, dubina X-PEEM sonde za Fe (~6 nm)49 je veća od pretpostavljene debljine oksidacijskog sloja (nešto >4 nm), što omogućava detekciju signala iz željezne matrice (Fe0) ispod pasivizacijskog sloja.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 (略> 4 nm）,允许检测来自钝化层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe (~ 6 nm) 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略 ） 4来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信 号 信 号 信 号信号 信号 信号Činjenice, glubina otkrića Fe (~ 6 nm) 49 uz pomoć X-PEEM više, od čega se pretpostavlja debljina oksidnog sloja (nemnog > 4 nm), što omogućava otkrivanje signala željezne matrice (Fe0) niže pasivnog sloja. U stvari, dubina detekcije Fe (~6 nm) 49 pomoću X-PEEM-a je veća od očekivane debljine oksidnog sloja (nešto > 4 nm), što omogućava detekciju signala iz željezne matrice (Fe0) ispod pasivizacionog sloja. .Različite kombinacije Fe2+ i Fe3+ su korištene kako bi se pronašlo najbolje moguće rješenje za posmatrane eksperimentalne podatke. Na slici 4b prikazan je XAS-1 spektar za kombinaciju Fe2+ i Fe3+, gdje su udjeli Fe2+ i Fe3+ bili slični za oko 45%, što ukazuje na miješana oksidacijska stanja Fe. Dok za XAS-2 spektar, postotak Fe2+ i Fe3+ postaje ~30% i 60%, respektivno. Fe2+ ​​je manji od Fe3+. Odnos Fe2+ prema Fe3, jednak 1:2, znači da se Fe3O4 može formirati u istom omjeru između Fe iona. Osim toga, za XAS-3 spektar, postotak Fe2+ i Fe3+ postaje ~10% i 80%, što ukazuje na veću konverziju Fe2+ u Fe3+. Kao što je gore spomenuto, Fe3+ može poticati iz α-Fe2O3, γ-Fe2O3 ili Fe3O4. Da bi se razumio najvjerovatniji izvor Fe3+, XAS-3 spektar je prikazan grafički sa različitim Fe3+ standardima na Slici 4e, pokazujući sličnost sa oba standarda kada se uzme u obzir B vrh. Međutim, intenzitet ramenih vrhova (A: od Fe2+) i odnos intenziteta B/A ukazuju na to da je spektar XAS-3 blizak, ali se ne poklapa sa spektrom γ-Fe2O3. U poređenju sa rasutim γ-Fe2O3, Fe2p XAS vrh A SDSS ima nešto veći intenzitet (Slika 4e), što ukazuje na veći intenzitet Fe2+. Iako je spektar XAS-3 sličan spektru γ-Fe2O3, gdje je Fe3+ prisutan na Oh i Td pozicijama, identifikacija različitih valentnih stanja i koordinacije samo duž L2,3 ivice ili odnosa intenziteta L2/L3 ostaje predmet tekuće istraživačke diskusije zbog složenosti različitih faktora koji utiču na konačni spektar41.
Pored spektralnih razlika u hemijskom stanju odabranih područja od interesa opisanih gore, globalna hemijska heterogenost ključnih elemenata Cr i Fe također je procijenjena klasifikacijom svih XAS spektara dobijenih na površini uzorka korištenjem K-means metode klasteriranja. Profili ivica Cr L formiraju dva prostorno raspoređena optimalna klastera u toplo obrađenim i hladno valjanim uzorcima prikazanim na slici 5. Jasno je da se nikakve lokalne strukturne promjene ne percipiraju kao slične, budući da su dva centroida XAS Cr spektara uporediva. Ovi spektralni oblici dva klastera gotovo su identični onima koji odgovaraju Cr2O342, što znači da su slojevi Cr2O3 relativno ravnomjerno raspoređeni na SDSS-u.
Cr L K-znači klastere rubnih regija, a b je odgovarajući XAS centroidi. Rezultati K-means X-PEEM poređenja hladno valjanog SDSS-a: c Cr L2.3 rubna regija K-means klastera i d odgovarajući XAS centroidi.
Za ilustraciju složenijih mapa rubova FeL-a, korištena su četiri i pet optimiziranih klastera i njihovi pripadajući centroidi (spektralni profili) za toplo obrađene i hladno valjane uzorke, respektivno. Stoga se postotak (%) Fe2+ i Fe3+ može dobiti uklapanjem LCF-a prikazanog na Sl. 4. Pseudoelektrodni potencijal Epseudo kao funkcija Fe0 korišten je za otkrivanje mikrokemijske nehomogenosti površinskog oksidnog filma. Epseudo se grubo procjenjuje pravilom miješanja,
gdje je \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) jednako \(\rm{Fe} + 2e^ – \ do \rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 i 0,036 V, respektivno. Regije s nižim potencijalom imaju veći sadržaj spoja Fe3+. Raspodjela potencijala u termički deformiranim uzorcima ima slojevit karakter s maksimalnom promjenom od oko 0,119 V (Slika 6a, b). Ova raspodjela potencijala usko je povezana s topografijom površine (Slika 6a). Nisu uočene druge promjene zavisne od položaja u osnovnoj laminarnoj unutrašnjosti (Slika 6b). Naprotiv, za vezu različitih oksida s različitim sadržajem Fe2+ i Fe3+ u hladno valjanom SDSS-u, može se uočiti neujednačena priroda pseudopotencijala (Slika 6c, d). Fe3+ oksidi i/ili (oksi)hidroksidi su glavni sastojci hrđe u čeliku i propusni su za kisik i vodu50. U ovom slučaju, otoci bogati Fe3+ smatraju se lokalno raspoređenim i mogu se smatrati korodiranim područjima. Istovremeno, gradijent u potencijalnom polju, a ne apsolutna vrijednost potencijala, može se koristiti kao indikator za lokalizaciju aktivnih mjesta korozije. Ova neravnomjerna raspodjela Fe2+ i Fe3+ na površini hladno valjanog SDSS-a može promijeniti lokalnu hemiju i obezbijediti praktičniju aktivnu površinu tokom pucanja oksidnog filma i reakcija korozije, omogućavajući osnovnoj metalnoj matrici da nastavi korodirati, što rezultira unutrašnjom heterogenošću. svojstva i smanjiti zaštitna svojstva pasivizirajućeg sloja.
K-means klasteri i odgovarajući XAS centroidi u području ruba Fe L2.3 toplo deformiranog X-PEEM ac i df hladno valjanog SDSS-a. a, d K-means klaster dijagrami preklopljeni na X-PEEM slike. Izračunati pseudoelektrodni potencijal (Epseudo) spomenut je zajedno s K-means klaster dijagramom. Svjetlina X-PEEM slike, kao i boja na Sl. 2, proporcionalna je intenzitetu apsorpcije X-zraka.
Relativno ujednačen Cr, ali različito hemijsko stanje Fe, dovodi do različitih oštećenja oksidnog filma i obrazaca korozije kod toplo valjanog i hladno valjanog Ce-2507. Ovo svojstvo hladno valjanog Ce-2507 je dobro proučeno. Što se tiče formiranja oksida i hidroksida Fe u okolnom zraku u ovom gotovo neutralnom radu, reakcije su sljedeće:
Gore navedene reakcije se javljaju u sljedećim scenarijima zasnovanim na X-PEEM analizi. Malo rame koje odgovara Fe0 povezano je sa temeljnim metalnim željezom. Reakcija metalnog Fe s okolinom rezultira formiranjem sloja Fe(OH)2 (jednačina (5)), koji pojačava Fe2+ signal u Fe L-ivičnom XAS-u. Dugotrajno izlaganje zraku može rezultirati formiranjem Fe3O4 i/ili Fe2O3 oksida nakon Fe(OH)252,53. Dva stabilna oblika Fe, Fe3O4 i Fe2O3, također se mogu formirati u zaštitnom sloju bogatom Cr3+, od kojih Fe3O4 preferira ujednačenu i ljepljivu strukturu. Prisustvo oba rezultira miješanim oksidacijskim stanjima (XAS-1 spektar). XAS-2 spektar uglavnom odgovara Fe3O4. Dok je posmatranje XAS-3 spektara na nekoliko mjesta pokazalo potpunu konverziju u γ-Fe2O3. Budući da je dubina prodiranja nesavijenih X-zraka oko 50 nm, signal iz donjeg sloja rezultira većim intenzitetom A vrha.
XPA spektar pokazuje da Fe komponenta u oksidnom filmu ima slojevitu strukturu kombinovanu sa slojem Cr oksida. Za razliku od znakova pasivizacije zbog lokalne nehomogenosti Cr2O3 tokom korozije, uprkos ujednačenom sloju Cr2O3 u ovom radu, u ovom slučaju je uočena niska otpornost na koroziju, posebno kod hladno valjanih uzoraka. Uočeno ponašanje može se shvatiti kao heterogenost hemijskog oksidacionog stanja u gornjem sloju (Fe), što utiče na performanse korozije. Zbog iste stehiometrije gornjeg sloja (željezni oksid) i donjeg sloja (hrom oksid)52,53, bolja interakcija (adhezija) između njih dovodi do sporog transporta metalnih ili kiseonikovih jona u rešetki, što, zauzvrat, dovodi do povećanja otpornosti na koroziju. Stoga je kontinuirani stehiometrijski odnos, tj. jedno oksidaciono stanje Fe, poželjniji od naglih stehiometrijskih promjena. Termički deformisani SDSS ima ujednačeniju površinu, gušći zaštitni sloj i bolju otpornost na koroziju. Dok kod hladno valjanog SDSS-a, prisustvo ostrva bogatih Fe3+ ispod zaštitnog sloja narušava integritet površine i uzrokuje galvansku koroziju sa obližnjom podlogom, što dovodi do naglog pada Rp (Tabela 1). EIS spektar i njegova otpornost na koroziju su smanjeni. Može se vidjeti da lokalna distribucija ostrva bogatih Fe3+ usljed plastične deformacije uglavnom utiče na otpornost na koroziju, što je proboj u ovom radu. Stoga, ova studija predstavlja spektroskopske mikroskopske slike smanjenja otpornosti na koroziju uzoraka SDSS-a proučavanih metodom plastične deformacije.
Osim toga, iako legiranje rijetkih zemalja u dvofaznim čelicima pokazuje bolje performanse, interakcija ovog aditiva s pojedinačnom čeličnom matricom u smislu ponašanja pri koroziji prema spektroskopskoj mikroskopiji ostaje neuhvatljiva. Pojava Ce signala (putem XAS M-rubova) pojavljuje se samo na nekoliko mjesta tokom hladnog valjanja, ali nestaje tokom vruće deformacije SDSS-a, što ukazuje na lokalno taloženje Ce u čeličnoj matrici, a ne na homogeno legiranje. Iako značajno ne poboljšava mehanička svojstva SDSS-a6,7, prisustvo rijetkih zemalja smanjuje veličinu inkluzija i smatra se da inhibira koroziju u početnom području54.
Zaključno, ovaj rad otkriva utjecaj površinske heterogenosti na koroziju 2507 SDSS modificiranog cerijem kvantificiranjem kemijskog sadržaja nanoskalnih komponenti. Odgovaramo na pitanje zašto nehrđajući čelik korodira čak i ispod zaštitnog oksidnog sloja kvantificiranjem njegove mikrostrukture, površinske kemije i obrade signala korištenjem K-means klasteriranja. Utvrđeno je da su otoci bogati Fe3+, uključujući njihovu oktaedarsku i tetraedarsku koordinaciju duž cijele karakteristike miješanog Fe2+/Fe3+, izvor oštećenja i korozije hladno valjanog oksidnog filma SDSS-a. Nanootoci u kojima dominira Fe3+ dovode do slabe otpornosti na koroziju čak i u prisustvu dovoljnog stehiometrijskog pasivizirajućeg sloja Cr2O3. Pored metodološkog napretka u određivanju utjecaja nanoskalne kemijske heterogenosti na koroziju, očekuje se da će tekući rad inspirirati inženjerske procese za poboljšanje otpornosti nehrđajućih čelika na koroziju tokom proizvodnje čelika.
Za pripremu Ce-2507 SDSS ingota korištenog u ovoj studiji, miješani sastav koji uključuje Fe-Ce glavnu leguru zatvorenu cijevi od čistog željeza rastopljen je u indukcijskoj peći srednje frekvencije od 150 kg kako bi se dobio rastopljeni čelik, a zatim izliven u kalup. Izmjereni hemijski sastavi (tež.%) navedeni su u Dodatnoj tabeli 2. Ingoti se prvo vruće kuju u blokove. Zatim su žareni na 1050°C tokom 60 minuta kako bi se dobio čelik u stanju čvrstog rastvora, a zatim kaljeni u vodi na sobnu temperaturu. Proučavani uzorci su detaljno proučavani korištenjem TEM-a i DOE-a kako bi se proučavale faze, veličina zrna i morfologija. Detaljnije informacije o uzorcima i proizvodnom procesu mogu se pronaći u drugim izvorima6,7.
Cilindrični uzorci (φ10 mm×15 mm) za vruću kompresiju obrađeni su tako da je osa cilindra bila paralelna sa smjerom deformacije bloka. Visokotemperaturna kompresija provedena je na različitim temperaturama u rasponu od 1000-1150°C korištenjem termalnog simulatora Gleeble-3800 pri konstantnoj brzini deformacije u rasponu od 0,01-10 s-1. Prije deformacije, uzorci su zagrijavani brzinom od 10 °C s-1 tokom 2 minute na odabranoj temperaturi kako bi se eliminirao temperaturni gradijent. Nakon postizanja ujednačenosti temperature, uzorak je deformiran do stvarne vrijednosti deformacije od 0,7. Nakon deformacije, uzorci su odmah kaljeni vodom kako bi se sačuvala deformirana struktura. Očvrsli uzorak se zatim reže paralelno sa smjerom kompresije. Za ovu konkretnu studiju odabrali smo uzorak sa stanjem vruće deformacije od 1050°C, 10 s-1, jer je uočena mikrotvrdoća bila veća nego kod drugih uzoraka7.
Masivni uzorci (80 × 10 × 17 mm3) čvrstog rastvora Ce-2507 korišteni su u trofaznom asinhronom dvovaljnom mlinu LG-300 s najboljim mehaničkim svojstvima među svim ostalim nivoima deformacije6. Brzina deformacije i smanjenje debljine za svaki put iznose 0,2 m·s-1 i 5%, respektivno.
Za SDSS elektrohemijska mjerenja korištena je Autolab PGSTAT128N elektrohemijska radna stanica nakon hladnog valjanja do smanjenja debljine od 90% (1,0 ekvivalentna stvarna deformacija) i nakon vrućeg presovanja na 1050°C tokom 10 s-1 do stvarne deformacije od 0,7. Radna stanica ima ćeliju s tri elektrode sa zasićenom kalomel elektrodom kao referentnom elektrodom, grafitnom kontra elektrodom i SDSS uzorkom kao radnom elektrodom. Uzorci su izrezani u cilindre promjera 11,3 mm, na čije su stranice zalemljene bakrene žice. Uzorci su zatim fiksirani epoksidnom smolom, ostavljajući radnu otvorenu površinu od 1 cm2 kao radnu elektrodu (donja strana cilindričnog uzorka). Budite oprezni tokom stvrdnjavanja epoksidne smole i naknadnog brušenja i poliranja kako biste izbjegli pucanje. Radne površine su brušene i polirane dijamantskom suspenzijom za poliranje veličine čestica od 1 μm, oprane destilovanom vodom i etanolom, te sušene na hladnom zraku. Prije elektrohemijskih mjerenja, polirani uzorci su izloženi zraku nekoliko dana kako bi se formirao prirodni oksidni film. Vodeni rastvor FeCl3 (6,0 težinskih%), stabilizovan na pH = 1,0 ± 0,01 sa HCl prema ASTM preporukama, koristi se za ubrzavanje korozije nehrđajućeg čelika55 jer je korozivan u prisustvu hloridnih iona sa jakim oksidacionim kapacitetom i niskim pH. Standardi zaštite okoliša G48 i A923. Uronite uzorak u ispitni rastvor na 1 sat da biste dostigli gotovo stabilno stanje prije bilo kakvih mjerenja. Za uzorke u čvrstom rastvoru, toplo oblikovane i hladno valjane uzorke, mjerenja impedanse su provedena pri potencijalima otvorenog kola (OPC) od 0,39, 0,33 i 0,25 V, respektivno, u frekventnom opsegu od 1 x 105 do 0,1 Hz sa amplitudom od 5 mV. Svi hemijski testovi su ponovljeni najmanje 3 puta pod istim uslovima kako bi se osigurala ponovljivost podataka.
Za HE-SXRD mjerenja, izmjereni su pravokutni dupleks čelični blokovi dimenzija 1 × 1 × 1,5 mm3 kako bi se kvantificirao sastav faze snopa Brockhouseovog visokoenergetskog wigglera u CLS-u, Kanada56. Prikupljanje podataka provedeno je u Debye-Scherrerovoj geometriji ili transmisijskoj geometriji na sobnoj temperaturi. Talasna dužina X-zraka kalibrirana LaB6 kalibratorom iznosi 0,212561 Å, što odgovara 58 keV, što je mnogo više od Cu Kα (8 keV) koji se obično koristi kao laboratorijski izvor X-zraka. Uzorak je bio smješten na udaljenosti od 740 mm od detektora. Volumen detekcije svakog uzorka je 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, što je određeno veličinom snopa i debljinom uzorka. Svi podaci su prikupljeni korištenjem Perkin Elmer detektora površine, detektora X-zraka s ravnim panelom, piksela od 200 µm, 40×40 cm2, korištenjem vremena ekspozicije od 0,3 s i 120 kadrova.
X-PEEM mjerenja dva odabrana modelna sistema provedena su na krajnjoj stanici Beamline MAXPEEM PEEM u laboratoriji MAX IV (Lund, Švedska). Uzorci su pripremljeni na isti način kao i za elektrohemijska mjerenja. Pripremljeni uzorci su držani na zraku nekoliko dana i degazirani u komori ultravisokog vakuuma prije ozračivanja sinhrotronskim fotonima. Energetska rezolucija linije snopa dobijena je mjerenjem spektra prinosa iona u području pobuđivanja od N 1 s do 1\(\pi _g^ \ast\) blizu hv = 401 eV u N2 sa zavisnošću energije fotona od E3/2, 57. Aproksimativni spektri dali su ΔE (širinu spektralne linije) od oko 0,3 eV u izmjerenom energetskom opsegu. Stoga je procijenjena rezolucija energije linije snopa na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 i fluks ≈1012 ph/s korištenjem modificiranog SX-700 monokromatora sa Si rešetkom od 1200 linija mm−1 za Fe 2p L2,3 rub, Cr 2p L2,3 rub, Ni 2p L2,3 rub i Ce M4,5 rub. Stoga je procijenjena rezolucija energije linije snopa na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 i fluks ≈1012 ph/s korištenjem modificiranog SX-700 monokromatora sa Si rešetkom od 1200 linija mm−1 za Fe 2p L2.3 rub, Cr 2p L2.3 rub, Ni 2p L2.3 rub i Ce M4.5 rub. Na taj način, energetsko razrešenje kanala pučka bilo je procenjeno kao E/∆E = 700 éV/0,3 éV > 2000 i potok ≈1012 f/s pri upotrebi modifikovanog monohromatora SX-700 sa mrežom Si 1200 štrihov/mm za Fe2 kromka, 32p L kromka, 32p L Ni 2p L2,3 i kromka Ce M4,5. Dakle, energetska rezolucija kanala snopa procijenjena je kao E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 i fluks ≈1012 f/s korištenjem modificiranog SX-700 monokromatora sa Si rešetkom od 1200 linija/mm za Fe rub 2p L2,3, Cr rub 2p L2,3, Ni rub 2p L2,3 i Ce rub M4,5.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, 通蔨S，通1200 线mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘〼,3 Ni 2p L2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 木 PH/S ，带有 1200 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘2〹Nir3 〹〹缘 2〹 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘。Dakle, kada se koristi modifikovani SX-700 monohromator sa Si rešetkom od 1200 linija, 3, Cr ivica 2p L2.3, Ni ivica 2p L2.3 i Ce ivica M4.5.Energija fotona skeniranja u koracima od 0,2 eV. Pri svakoj energiji, PEEM slike su snimljene korištenjem TVIPS F-216 CMOS detektora spregnutog s vlaknima s 2 x 2 bina, koji pruža rezoluciju od 1024 × 1024 piksela u vidnom polju od 20 µm. Vrijeme ekspozicije slika bilo je 0,2 s, sa prosjekom od 16 kadrova. Energija slike fotoelektrona odabrana je na način da se osigura maksimalni signal sekundarnih elektrona. Sva mjerenja su provedena pri normalnom upadu pomoću linearno polariziranog snopa fotona. Više informacija o mjerenjima može se pronaći u prethodnoj studiji. Nakon proučavanja načina detekcije ukupnog prinosa elektrona (TEY) i njegove primjene u X-PEEM49, procijenjena je dubina probne metode na oko 4-5 nm za Cr signal i oko 6 nm za Fe. Dubina Cr je vrlo blizu debljini oksidnog filma (~4 nm)60,61 dok je dubina Fe veća od debljine. XRD prikupljen na rubu FeL je mješavina XRD željeznih oksida i Fe0 iz matrice. U prvom slučaju, intenzitet emitovanih elektrona dolazi od svih mogućih vrsta elektrona koji doprinose TEY-u. Međutim, signal čistog željeza zahtijeva veću kinetičku energiju da bi elektroni prošli kroz oksidni sloj do površine i da bi ih analizator prikupio. U ovom slučaju, Fe0 signal je uglavnom posljedica LVV Augerovih elektrona, kao i sekundarnih elektrona koje oni emituju. Osim toga, TEY intenzitet koji doprinose ovi elektroni opada tokom putanje bijega elektrona, dodatno smanjujući spektralni odziv Fe0 na XAS mapi željeza.
Integracija rudarenja podataka u kocku podataka (X-PEEM podaci) ključni je korak u izdvajanju relevantnih informacija (hemijskih ili fizičkih svojstava) u višedimenzionalnom pristupu. K-means klasteriranje se široko koristi u nekoliko oblasti, uključujući mašinski vid, obradu slike, nenadzirano prepoznavanje uzoraka, vještačku inteligenciju i klasifikacijsku analizu. Na primjer, K-means klasteriranje se dobro pokazalo u klasteriranju hiperspektralnih podataka slike. U principu, za podatke s više karakteristika, K-means algoritam ih može lako grupirati na osnovu informacija o njihovim atributima (svojstva energije fotona). K-means klasteriranje je iterativni algoritam za podjelu podataka u K nepreklapajućih grupa (klastera), gdje svaki piksel pripada određenom klasteru ovisno o prostornoj raspodjeli hemijske nehomogenosti u sastavu mikrostrukture čelika. K-means algoritam uključuje dvije faze: u prvoj fazi izračunava se K centroida, a u drugoj fazi svakoj tački se dodjeljuje klaster sa susjednim centroidima. Težište klastera definirano je kao aritmetička sredina tačaka podataka (XAS spektar) za taj klaster. Postoje različite udaljenosti za definiranje susjednih centroida kao Euklidske udaljenosti. Za ulaznu sliku px,y (gdje su x i y rezolucija u pikselima), CK je težište klastera; ova slika se zatim može segmentirati (klasterirati) u K klastera korištenjem K-means63. Posljednji koraci K-means algoritma klasteriranja su:
Korak 2. Izračunajte pripadnost svih piksela prema trenutnom centroidu. Na primjer, izračunava se iz euklidske udaljenosti d između centra i svakog piksela:
Korak 3. Dodijelite svaki piksel najbližem centroidu. Zatim ponovo izračunajte K pozicija centroida na sljedeći način:
Korak 4. Ponovite proces (jednačine (7) i (8)) dok se centroidi ne konvergiraju. Konačni rezultati kvaliteta klasterovanja su snažno korelirani s najboljim izborom početnih centroida. Za PEEM strukturu podataka slika čelika, tipično je X (x × y × λ) kocka 3D niza podataka, dok x i y ose predstavljaju prostorne informacije (rezoluciju piksela), a λ osa odgovara spektralnoj slici energije fotona. K-means algoritam se koristi za istraživanje područja od interesa u X-PEEM podacima odvajanjem piksela (klastera ili podblokova) prema njihovim spektralnim karakteristikama i izdvajanjem najboljih centroida (XAS spektralni profili) za svaki analit. klaster). Koristi se za proučavanje prostorne distribucije, lokalnih spektralnih promjena, oksidacijskog ponašanja i hemijskih stanja. Na primjer, K-means algoritam klasterovanja je korišten za Fe L-ivice i Cr L-ivice regije u toplo obrađenom i hladno valjanom X-PEEM-u. Različiti brojevi K klastera (regija mikrostrukture) su testirani kako bi se pronašli optimalni klasteri i centroidi. Kada se ovi brojevi prikažu, pikseli se ponovo dodjeljuju odgovarajućim centroidima klastera. Svaka distribucija boja odgovara centru klastera, prikazujući prostorni raspored hemijskih ili fizičkih objekata. Izdvojeni centroidi su linearne kombinacije čistih spektara.
Podaci koji podržavaju rezultate ove studije dostupni su na razuman zahtjev od odgovarajućeg autora WC-a.
Sieurin, H. & Sandström, R. Žilavost loma zavarenog dupleks nehrđajućeg čelika. Sieurin, H. & Sandström, R. Žilavost loma zavarenog dupleks nehrđajućeg čelika. Sieurin, H. & Sandström, R. Vâzkostʹ razrušeniâ svarnoj dupleksnoj neržaveûŝej stali. Sieurin, H. & Sandström, R. Žilavost loma zavarenog dupleks nehrđajućeg čelika. 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. Vâzkostʹ razrušeniâ svarnyh dupleksnyh neržavenih staleja. Sieurin, H. & Sandström, R. Žilavost loma zavarenih dupleks nehrđajućih čelika.Britanija. Razlomljeni dio. krzno. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Otpornost na koroziju dupleks nehrđajućih čelika u odabranim organskim kiselinama i okruženjima organskih kiselina/klorida. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Otpornost na koroziju dupleks nehrđajućih čelika u odabranim organskim kiselinama i okruženjima organskih kiselina/klorida.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. i Van Der Merwe, J. Otpornost na koroziju dupleks nehrđajućih čelika u okruženjima s nekim organskim kiselinama i organskim kiselinama/kloridima. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环境 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. i Van Der Merwe, J. Otpornost na koroziju dupleks nehrđajućih čelika u odabranim okruženjima organskih kiselina i organskih kiselina/klorida.konzervans. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. i dr. Korozijsko-oksidativno ponašanje Fe-Al-Mn-C dupleks legura. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Šurigin, D., Dub, V., Kosyrev, K. i Balikoev, A. Nova generacija super dupleks čelika za opremu za proizvodnju plina i nafte. Levkov, L., Šurigin, D., Dub, V., Kosyrev, K. i Balikoev, A. Nova generacija super dupleks čelika za opremu za proizvodnju plina i nafte.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generacija super dupleks čelika za opremu za proizvodnju nafte i plina.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generacija super dupleks čelika za opremu za proizvodnju plina i nafte. Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Istraživanje ponašanja vruće deformacije dupleks nehrđajućeg čelika klase 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Istraživanje ponašanja vruće deformacije dupleks nehrđajućeg čelika klase 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Istraživanje povedenih vrućih deformacija dupleksne neržaveujuće stali marke 2507. Metall. Kingklang, S. i Uthaisangsuk, V. Studija ponašanja vruće deformacije dupleks nehrđajućeg čelika tipa 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. i Utaisansuk, V. Istraživanje ponašanja vruće deformacije dupleks nehrđajućeg čelika tipa 2507. Metal.alma mater. trans. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. i dr. Utjecaj kontroliranog hladnog valjanja na mikrostrukturu i mehanička svojstva cerijumom modificiranog super-dupleks nehrđajućeg čelika SAF 2507. alma mater. nauka. Britanija. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. i dr. Strukturna i mehanička svojstva izazvana termičkom deformacijom cerijumom modificiranog superdupleksnog nehrđajućeg čelika SAF 2507. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Utjecaj rijetkih zemnih elemenata na ponašanje austenitnog čelika pri oksidaciji na visokim temperaturama. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Utjecaj rijetkih zemnih elemenata na ponašanje austenitnog čelika pri oksidaciji na visokim temperaturama.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. i Zheng K. Utjecaj rijetkih zemalja na ponašanje austenitnog čelika pri oksidaciji na visokim temperaturama. 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. i Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. i Zheng K. Utjecaj rijetkih zemalja na ponašanje austenitnih čelika pri oksidaciji na visokim temperaturama.koros. nauka. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Utjecaj Ce na mikrostrukturu i svojstva superferitnih nehrđajućih čelika 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Utjecaj Ce na mikrostrukturu i svojstva superferitnih nehrđajućih čelika 27Cr-3.8Mo-2Ni.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. i Sun S. Utjecaj Se na mikrostrukturu i svojstva superferitnih nehrđajućih čelika 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能的影 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Utjecaj Ce na mikrostrukturu i svojstva 27Cr-3.8Mo-2Ni super-čelika od nehrđajućeg čelika. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Vliânie Ce na mikrostrukturu i svojstva superferritne neržaveûŝej stali 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Utjecaj Ce na mikrostrukturu i svojstva superferitnog nehrđajućeg čelika 27Cr-3,8Mo-2Ni.Željezni znak. Steelmak 47, 67–76 (2020).