Hvala vam što ste posjetili Nature.com. Koristite verziju preglednika s ograničenom CSS podrškom. Za najbolje iskustvo, preporučujemo da koristite ažuriranu verziju preglednika (ili da onemogućite način kompatibilnosti u Internet Exploreru). Osim toga, kako bismo osigurali kontinuiranu podršku, prikazujemo stranicu bez stilova i JavaScripta.
Prikazuje karusel od tri slajda odjednom. Koristite dugmad Prethodno i Sljedeće za kretanje kroz tri slajda odjednom ili koristite klizače na kraju za kretanje kroz tri slajda odjednom.
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 obično su povezane s uništavanjem ovih slojeva, ali rijetko s pojavom površinskih nehomogenosti, ovisno o mikroskopskom nivou. U ovom radu, nanoskalna hemijska heterogenost površine, otkrivena spektroskopskom mikroskopijom i kemometrijskom analizom, neočekivano dominira lomom i korozijom hladno valjanog super dupleks nehrđajućeg čelika 2507 (SDSS) modificiranog cerijem tokom njegove vruće deformacije. Iako je rendgenska fotoelektronska mikroskopija pokazala relativno ujednačenu pokrivenost prirodnog sloja Cr2O3, performanse pasivizacije hladno valjanog SDSS-a bile su slabe zbog lokalne distribucije nanootoka bogatih Fe3+ na sloju Fe/Cr oksida. Ovo znanje na atomskoj skali pruža duboko razumijevanje korozije nehrđajućeg čelika i očekuje se da će pomoći u borbi protiv korozije sličnih visokolegiranih metala.
Od izuma nehrđajućeg čelika, antikorozivna svojstva ferohroma pripisuju se hromu, koji formira jake okside/oksihidrokside i pokazuje pasivirajuće ponašanje u većini okruženja. U poređenju sa konvencionalnim (austenitnim i feritnim) nehrđajućim čelicima 1, 2, 3, super dupleks nehrđajući čelici (SDSS) imaju bolju otpornost na koroziju i odlična mehanička svojstva. Povećana mehanička čvrstoća omogućava lakše i kompaktnije dizajne. Nasuprot tome, ekonomični SDSS ima visoku otpornost na koroziju u obliku tačkaste i pukotinske korozije, što rezultira dužim vijekom trajanja, čime se proširuje njegova primjena na kontrolu zagađenja, hemijske kontejnere i offshore naftnu i plinsku industriju4. Međutim, uski raspon temperatura termičke obrade i loša oblikovljivost ometaju njihovu široku praktičnu primjenu. Stoga se SDSS modificira kako bi se poboljšale gore navedene performanse. Na primjer, Ce modifikacija je uvedena u SDSS 2507 (Ce-2507) sa visokim sadržajem dušika6,7,8. Rijetkozemni element (Ce) u odgovarajućoj koncentraciji od 0,08 težinskih % 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 na vruće uvjete također se poboljšavaju9. Velike količine dušika mogu zamijeniti skupi nikl, što SDSS čini isplativijim10.
Nedavno je SDSS plastično deformiran na različitim temperaturama (kriogenim, hladnim i vrućim) kako bi se postigla odlična mehanička svojstva6,7,8. Međutim, na odličnu otpornost SDSS-a na koroziju zbog prisustva tankog oksidnog filma na površini utiču mnogi faktori kao što su inherentna heterogenost zbog prisustva heterogenih faza sa različitim granicama zrna, neželjeni talozi i različit odziv. deformacije austenitnih i feritnih faza7. Stoga, proučavanje mikroskopskih svojstava domena takvih filmova do nivoa elektronske strukture postaje ključno za razumijevanje korozije SDSS-a i zahtijeva složene eksperimentalne tehnike. Do sada, metode osjetljive na površinu kao što su Auger elektronska spektroskopija11 i rendgenska fotoelektronska spektroskopija12,13,14,15 i fotoemisijska mikroskopija tvrdih rendgenskih zraka (HAX-PEEM)16 uglavnom nisu uspjele otkriti hemijske razlike u površinskim slojevima. Nekoliko nedavnih studija koreliralo je lokaliziranu oksidaciju hroma s uočenim ponašanjem korozije austenitnih nehrđajućih čelika17, martenzitnih čelika18 i SDSS19,20. Međutim, ove studije su se uglavnom fokusirale na utjecaj 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, koji su naslijedili malu veličinu kao rezultat termomehaničke obrade, nalaze se u neposrednoj blizini jedan drugom, ali se razlikuju po sastavu i oksidacijskom stanju16,21. Stoga, da bi se otkrilo pucanje oksidnih filmova i naknadno tačkasto stvaranje tačkastih korozija, potrebno je razumjeti površinsku heterogenost na mikroskopskom nivou. Uprkos ovim zahtjevima, kvantitativne procjene poput lateralne heterogenosti u oksidaciji, posebno za Fe na nano- i atomskoj skali, još uvijek nedostaju, a njena korelacija s otpornošću na koroziju ostaje neistražena. Do nedavno, hemijsko stanje različitih elemenata, poput Fe i Ca22, na uzorcima čelika kvantitativno je karakterizirano korištenjem meke rendgenske fotoelektronske mikroskopije (X-PEEM) u nanoskalnim sinhrotronskim zračenjima. U kombinaciji s hemijski osjetljivom rendgenskom apsorpcijskom spektroskopijom (XAS), X-PEEM omogućava XAS mjerenja s visokom prostornom i spektralnom rezolucijom, pružajući hemijske informacije o sastavu elemenata i njihovom hemijskom stanju s prostornom rezolucijom do dvadeset i tri nanometarske skale. Ovo spektromikroskopsko posmatranje početka olakšava lokalna hemijska posmatranja i može demonstrirati hemijske promjene u prostoru sloja željeza koje prethodno nisu istraživane.
Ova studija proširuje prednosti PEEM-a u detekciji hemijskih razlika na nanoskali i predstavlja uvidljivu metodu analize površine na atomskom nivou za razumijevanje korozijskog ponašanja Ce-2507. Koristi klasterirani K-means24 kemometrijski pristup za mapiranje globalne hemijske (hetero)homogenosti uključenih elemenata, čija su hemijska stanja predstavljena u statističkom prikazu. Za razliku od korozije inicirane uništavanjem filma hrom oksida u tradicionalnom slučaju, manja pasivizacija i niža otpornost na koroziju trenutno se pripisuju lokalizovanim Fe3+ bogatim nanoostrvima u blizini sloja Fe/Cr oksida, što mogu biti zaštitna svojstva. Oksid uništava tačkasti film 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 kiselom (pH = 1) vodenom rastvoru FeCl3 na sobnoj temperaturi. Odabrani elektrolit djeluje kao jako oksidacijsko sredstvo, karakterizirajući tendenciju pasivizacijskog filma ka raspadanju. Iako materijal nije podvrgnut stabilnom pitingu na sobnoj temperaturi, analiza je pružila uvid u moguće događaje kvara i naknadnu koroziju. Ekvivalentno kolo (slika 1d) korišteno je za prilagođavanje spektra elektrohemijske impedansne spektroskopije (EIS), a odgovarajući rezultati prilagođavanja prikazani su u tabeli 1. Nepotpuni polukrugovi pojavljuju se u uzorcima tretiranim rastvorom i toplo obrađenim, dok se komprimirani polukrugovi pojavljuju u hladno valjanim uzorcima (slika 1b). U EIS spektroskopiji, poluprečnik polukruga može se smatrati polarizacijskim otporom (Rp)25,26. Rp otpora (Rp) pista tretiranih rastvorom u Tabeli 1 iznosi oko 135 kΩ cm–2, međutim, vrijednosti toplo deformisane i hladno valjane pista su znatno niže, 34,7 i 2,1 kΩ cm–2, respektivno. Ovo značajno smanjenje Rp pokazuje štetan uticaj plastične deformacije na pasivizaciju i otpornost na koroziju, kao što je prikazano u prethodnim izvještajima27,28,29,30.
a Nyquistov, b, c Bodeov dijagram impedancije i faze, i d odgovarajući ekvivalentni modeli kola, gdje je RS otpor elektrolita, Rp je polarizacijski otpor, a QCPE je oksid elementa konstantne faze koji se koristi za modeliranje neidealnog kapaciteta (n). EIS mjerenja se vrše pri potencijalu otvorenog kola.
Simultane konstante su prikazane na Bodeovom dijagramu, s platoom u visokofrekventnom opsegu koji 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 maksimum u relativno širokom frekventnom opsegu, a zatim se smanjuje (Slika 1c). Međutim, u sva tri slučaja, ovaj maksimum je i dalje manji od 90°, što ukazuje na neidealno kapacitivno ponašanje zbog kapacitivne disperzije. Stoga se QCPE konstantni fazni element (CPE) koristi za predstavljanje raspodjele međufaznog kapaciteta koje proizlaze iz hrapavosti ili nehomogenosti površine, posebno na atomskoj skali, fraktalne geometrije, poroznosti elektroda, neuniformnog potencijala i geometrije s oblikom elektroda31,32. CPE impedancija:
gdje je j imaginarni broj, a ω ugaona frekvencija. QCPE je frekventno nezavisna konstanta koja je proporcionalna efektivnoj otvorenoj površini elektrolita. n je bezdimenzionalni broj potencije koji opisuje odstupanje kondenzatora od idealnog kapaciteta, tj. što je n bliže 1, to je CPE bliži čisto kapacitivnom, dok ako je n blizu nuli, djeluje otporno. Mala odstupanja n, blizu 1, ukazuju na neidealno kapacitivno ponašanje površine nakon testova polarizacije. QCPE hladno valjanog SDSS-a je znatno veći od ekvivalentnih materijala, 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 odličnom otpornošću na koroziju SDSS-a zbog prisutnosti pasivizirajućeg zaštitnog oksidnog filma na površini17. Takvi pasivizirajući filmovi obično su bogati Cr3+ oksidima i/ili hidroksidima, uglavnom u kombinaciji s Fe2+, Fe3+ oksidima i/ili (oksi)hidroksidima33. Uprkos istoj ujednačenosti površine, pasivizirajućem oksidnom sloju i odsustvu uočenih površinskih pukotina prema mikroskopskim mjerenjima6,7, ponašanje korozije toplo obrađenog i hladno valjanog SDSS-a je različito, tako da je za deformaciju čelika potrebno dubinsko proučavanje mikrostrukturnih karakteristika.
Mikrostruktura deformiranog nehrđajućeg čelika kvantitativno je proučavana korištenjem intrinzičnih i sinhrotronskih visokoenergetskih rendgenskih zraka (Dodatne slike 1, 2). Detaljna analiza data je u Dodatnim informacijama. Iako postoji opći konsenzus o vrsti glavne faze, pronađene su razlike u udjelima faze u rasutom stanju, koje su navedene u Dodatnoj tabeli 1. Ove razlike mogu biti posljedica nehomogenih udjela faze na površini i u volumenu, na koje utječu različite dubine detekcije rendgenske difrakcije (XRD). ) s različitim izvorima energije upadnih fotona34. Relativno visoki udjeli austenita u hladno valjanim uzorcima određeni XRD-om iz laboratorijskog izvora ukazuju na bolju pasivizaciju, a zatim i bolju otpornost na koroziju35, dok precizniji i statistički rezultati sugeriraju suprotne trendove u udjelima faze. Osim toga, otpornost čelika na koroziju također ovisi o stupnju profinjenja zrna, smanjenju veličine zrna, povećanju mikrodeformacija i gustoći dislokacija koje se javljaju tijekom termomehaničke obrade36,37,38. Toplo obrađeni uzorci pokazali su zrnastiju prirodu, što ukazuje na zrna mikronske veličine, dok su glatki prstenovi uočeni kod hladno valjanih uzorka (Dopunska slika 3) ukazivali na značajno profinjenje zrna do nano veličine u prethodnom radu. To bi trebalo pogodovati formiranju pasivnog 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 hemijskom stanju mikrodomena glavnih elemenata sistematski su proučavane korištenjem X-PEEM-a. Iako postoji više legirajućih elemenata, ovdje su odabrani Cr, Fe, Ni i Ce39, budući da je Cr ključni element za formiranje pasivnog filma, Fe je glavni element za čelik, a Ni poboljšava pasivizaciju i uravnotežuje feritno-austenitnu fazu. Struktura i modifikacija su svrha Ce-a. Podešavanjem energije sinhrotronskog snopa, XAS je uhvatio glavne karakteristike Cr (ivica L2.3), Fe (ivica L2.3), Ni (ivica L2.3) i Ce (ivica M4.5) sa površine. -2507 SDSS. Odgovarajuća analiza podataka izvršena je uključivanjem kalibracije energije s objavljenim podacima (npr. XAS na Fe L2, 3 rebra40,41).
Na sl. 2 prikazane su X-PEEM slike toplo obrađenog (sl. 2a) i hladno valjanog (sl. 2d) Ce-2507 SDSS i odgovarajućih XAS Cr i Fe L2,3 rubova na pojedinačno označenim pozicijama. L2,3 XAS rub istražuje nepopunjena 3d stanja elektrona nakon fotoekscitacije na nivoima spinsko-orbitalnog razdvajanja 2p3/2 (L3 rub) i 2p1/2 (L2 rub). Informacije o valentnom stanju Cr dobijene su rendgenskom difrakcijskom analizom L2,3 ruba na sl. 2b,d. Poređenje linkova. 42, 43 pokazalo je da su četiri vrha A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) i D (582,2 eV) uočena blizu L3 ruba, odražavajući oktaedarske Cr3+ ione, koji odgovaraju Cr2O3. Eksperimentalni spektri su u skladu s teorijskim proračunima, kao što je prikazano 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.
a Termalna slika X-PEEM toplo oblikovanog SDSS-a koji odgovara ivici b Cr L2.3 i ivici c Fe L2.3, d Termalna slika X-PEEM hladno valjanog SDSS-a koji odgovara ivici e Cr L2.3 i f Fe L2.3 strane (e). XAS spektri prikazani na različitim prostornim pozicijama označenim na termalnim slikama (a, d) isprekidanim narandžastim linijama u (b) i (e) predstavljaju simulirane XAS spektre Cr3+ s vrijednošću kristalnog polja od 2,0 eV. Za X-PEEM slike koristi se termalna paleta 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 isto. Dodatni crtež. Na slikama 5-9 prikazane su X-PEEM slike i odgovarajući XAS spektri za Ni i Ce na različitim pozicijama na površini toplo obrađenih i hladno valjanih uzoraka. Ni XAS prikazuje oksidacijsko stanje Ni2+ na cijeloj izmjerenoj površini toplo obrađenih i hladno valjanih uzoraka (Dodatna diskusija). Važno je napomenuti da se u slučaju toplo obrađenih uzoraka XAS signal Ce ne opaža, dok se spektar Ce3+ hladno valjanih uzoraka opaža u jednoj tački. Opažanje Ce mrlja u hladno valjanim uzorcima pokazalo je da Ce uglavnom postoji u obliku taloga.
Kod termički deformisanog SDSS-a, nije uočena lokalna strukturna promjena u XAS-u na rubu Fe L2,3 (slika 2c). Međutim, kao što je prikazano na slici 2f, Fe matrica mikroskopski mijenja svoje hemijsko stanje na sedam nasumično odabranih tačaka u hladno valjanom SDSS-u. Pored toga, kako bi se dobila tačna slika promjena u stanju Fe na odabranim lokacijama na slici 2f, izvršene su lokalne studije površine (slika 3 i dodatna slika 10) u kojima su odabrane manje kružne regije. XAS spektri ruba Fe L2,3 α-Fe2O3 sistema i Fe2+ oktaedarskih oksida modelirani su korištenjem multipletnih proračuna kristalnog polja koristeći kristalna 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 kombinacije Fe2+ i Fe3+,47 a FeO45 djeluje kao formalni dvovalentni Fe2+ oksid (3d6). Svi Fe3+ ioni u α-Fe2O3 imaju samo Oh pozicije, dok se γ-Fe2O3 obično izražava kao 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, iako su omjeri intenziteta ova dva različiti, njihov omjer intenziteta eg/t2g je ≈1, dok je u ovom slučaju uočeni omjer intenziteta eg/t2g oko 1. Ovo isključuje mogućnost da je u ovom slučaju prisutan samo Fe3+. Uzimajući u obzir slučaj Fe3O4 sa kombinacijama Fe2+ i Fe3+, poznato je da slabija (jaka) prva karakteristika na L3 ivici Fe ukazuje na manju (veću) nepopunjenost u t2g stanju. Ovo se odnosi na Fe2+ (Fe3+), što ukazuje na povećanje prvog znaka što ukazuje na povećanje sadržaja Fe2+47. Ovi rezultati pokazuju da Fe2+ i γ-Fe2O3, α-Fe2O3 i/ili Fe3O4 prevladavaju na hladno valjanim površinama kompozita.
Uvećane fotoemisione elektronske termalne slike (a, c) i (b, d) XAS spektara 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 i upoređeni sa podacima čistih jedinjenja 40, 41, 48. U osnovi, tri različita tipa eksperimentalno posmatranih Fe L-ibičnih XAS spektara (XAS-1, XAS-2 i XAS-3: Sl. 4a) su uočena na prostorno različitim lokacijama. Konkretno, spektar sličan 2-a (označen kao XAS-1) na Sl. 3b je uočen u cijelom području od interesa, nakon čega slijedi 2-b spektar (označen kao XAS-2), dok je spektar sličan E-3 uočen na Sl. 3d (označen kao XAS-3) u određenim lokalizovanim lokacijama. Obično se četiri parametra koriste za identifikaciju valentnih stanja prisutnih u uzorku sonde: (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 površini proučavanog SDSS-a. Izračunati odnos intenziteta L2/L3 također je ukazao na prisustvo sve tri komponente.
a Uočena su tri različita eksperimentalna podatka (pune linije XAS-1, XAS-2 i XAS-3 odgovaraju 2-a, 2-b i E-3 na Sl. 2 i Sl. 3) u poređenju sa simuliranim XAS spektrima poređenja, oktaedri Fe2+, Fe3+, vrijednosti kristalnog polja od 1,0 eV i 1,5 eV, respektivno, b–d Izmjereni eksperimentalni podaci (XAS-1, XAS-2, XAS-3) i odgovarajući optimizirani LCF podaci (puna crna linija), te poređenje XAS-3 spektara sa standardima Fe3O4 (mješovito stanje Fe) i Fe2O3 (čisti Fe3+).
Za kvantifikaciju sastava željeznog oksida korištena je linearna kombinacija (LCF) tri standarda40,41,48. 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 spojeve, 10% Fe0 je uzeto u obzir u svim slučajevima zbog male izbočine koju smo uočili u svim podacima i činjenice da je željezni metal 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.U stvari, X-PEEM detektuje Fe (~6 nm)49 dublje od očekivane debljine oksidnog sloja (nešto više od 4 nm), omogućavajući detekciju signala iz željezne matrice (Fe0) ispod pasivizacijskog sloja. Različite kombinacije Fe2+ i Fe3+ su korištene kako bi se pronašlo najbolje moguće rješenje za posmatrane eksperimentalne podatke. Na slici 4b prikazana je kombinacija Fe2+ i Fe3+ u XAS-1 spektru, gdje su udjeli Fe2+ i Fe3+ bliski, oko 45%, što ukazuje na miješano oksidacijsko stanje Fe. Dok za XAS-2 spektar, postotak Fe2+ i Fe3+ postaje ~30% odnosno 60%. Sadržaj Fe2+ je niži od sadržaja Fe3+. Odnos Fe2+ i Fe3 od 1:2 znači da se Fe3O4 može formirati pri istom omjeru Fe iona. Pored toga, za XAS-3 spektar, procenti Fe2+ i Fe3+ su se promijenili na ~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 spektri su prikazani zajedno s različitim Fe3+ standardima na Sl. 4e, pokazujući sličnost sa sva dva standarda kada se uzme u obzir Pik B. Međutim, intenzitet ramena (A: iz Fe2+) i odnos intenziteta B/A ukazuju na to da je spektar XAS-3 blizak, ali ne i isti kao spektar γ-Fe2O3. U poređenju sa ukupnim γ-Fe2O3, intenzitet Fe2p XAS pika A SDSS je nešto veći (Sl. 4e), što ukazuje na veći intenzitet Fe2+. Iako je spektar XAS-3 sličan spektru γ-Fe2O3, gdje je Fe3+ prisutan i u Oh i u Td pozicijama, identifikacija različitih valentnih stanja i koordinacije samo putem L2,3 ruba ili odnosa intenziteta L2/L3 i dalje predstavlja problem. To je tema koja se ponavlja zbog složenosti različitih faktora uključenih u konačni spektar41.
Pored spektralne diskriminacije hemijskih stanja odabranih područja od interesa opisanih gore, globalna hemijska heterogenost ključnih elemenata Cr i Fe procijenjena je klasifikacijom svih XAS spektara dobijenih na površini uzorka korištenjem K-means metode klasteriranja. Profili ivica Cr L postavljeni su na takav način da formiraju dva optimalna klastera prostorno raspoređena u toplo obrađenim i hladno valjanim uzorcima prikazanim na slici 5. Jasno je da nisu uočene lokalne strukturne promjene, budući da su dva centroida XAS Cr spektara vrlo slična. Ovi spektralni oblici dva klastera gotovo su identični onima koji odgovaraju Cr2O342, što znači da su slojevi Cr2O3 relativno ravnomjerno raspoređeni po SDSS-u.
a klaster K-means L-ivičnih Cr regija, b odgovarajući XAS centroidi. Rezultati K-means X-PEEM poređenja hladno valjanog SDSS-a: c klasteri K-means ivičnih regija Cr L2,3 i d odgovarajući XAS centroidi.
Za ilustraciju složenije FeL mape ivica, četiri i pet optimizovanih klastera i njihovi pridruženi centroidi (spektralne distribucije) korišteni su za toplo obrađene i hladno valjane uzorke, respektivno. Stoga se procenat (%) Fe2+ i Fe3+ može dobiti podešavanjem LCF-a prikazanog na Sl.4. Pseudoelektrodni potencijal Epseudo kao funkcija Fe0 korišten je za otkrivanje mikrohemijske nehomogenosti površinskog oksidnog filma. Epseudo se grubo procjenjuje pravilom miješanja,
gdje je \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) jednako \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), što iznosi 0,440 odnosno 0,036 V. Područja s nižim potencijalom imaju veći sadržaj Fe3+ spojeva. Raspodjela potencijala u termički deformiranom uzorku 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 povezane s položajem u donjoj lamelarnoj unutrašnjosti (Slika 6b). Naprotiv, za kombinaciju 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 glavne komponente korozije u čeliku i propusni su za kisik i vodu50. U ovom slučaju, može se vidjeti da su otoci bogati Fe3+ lokalno raspoređeni i mogu se smatrati područjima korozije. U ovom slučaju, gradijent u potencijalnom polju, a ne apsolutna vrijednost potencijala, može se smatrati indikatorom lokalizacije aktivnih područja korozije51. Ova nehomogena raspodjela Fe2+ i Fe3+ na površini hladno valjanog SDSS-a može promijeniti lokalna hemijska svojstva i osigurati efikasniju površinu u pucanju oksidnog filma i reakcijama korozije, čime se omogućava kontinuirana korozija temeljne metalne matrice, što rezultira unutrašnjom nehomogenošću i smanjuje zaštitne karakteristike pasivizirajućeg sloja.
K-means klasteri Fe L2,3 rubnih regija i odgovarajući XAS centroidi za a–c toplo obrađeni X-PEEM i d–f hladno valjani SDSS. a, d K-means klaster dijagram preklopljen preko X-PEEM slike. Procijenjeni pseudoelektrodni potencijali (epseudo) su spomenuti zajedno s K-means klaster dijagramima. Svjetlina X-PEEM slike, kao što je boja na Sl. 2, direktno je proporcionalna intenzitetu apsorpcije X-zraka.
Relativno ujednačen Cr, ali različito hemijsko stanje Fe, dovodi do različitog porijekla pucanja oksidnog filma i obrazaca korozije kod toplo valjanog i hladno valjanog Ce-2507. Ovo svojstvo hladno valjanog Ce-2507 je dobro poznato. Što se tiče formiranja oksida i hidroksida Fe u atmosferskom zraku, sljedeće reakcije su u ovom radu zatvorene kao neutralne reakcije:
Na osnovu mjerenja X-PEEM-a, gore navedena reakcija se dogodila u sljedećim slučajevima. Malo rame koje odgovara Fe0 povezano je s temeljnim metalnim željezom. Reakcija metalnog Fe s okolinom dovodi do formiranja sloja Fe(OH)2 (jednačina (5)), koji pojačava Fe2+ signal u XAS-u L ruba Fe. Dugotrajno izlaganje zraku rezultirat će formiranjem Fe3O4 i/ili Fe2O3 oksida nakon Fe(OH)252,53. Dvije vrste stabilnog Fe, Fe3O4 i Fe2O3, također se mogu formirati u zaštitnom sloju bogatom Cr3+, gdje Fe3O4 preferira ujednačenu i kohezivnu strukturu. Prisustvo oba rezultira miješanim oksidacijskim stanjima (XAS-1 spektar). XAS-2 spektar uglavnom odgovara Fe3O4. Dok XAS-3 spektri uočeni na nekoliko pozicija ukazuju na potpunu konverziju u γ-Fe2O3. Budući da nerazmotani X-zraci imaju dubinu prodiranja od približno 50 nm, signal iz temeljnog sloja rezultira većim intenzitetom A vrha.
XRD spektar pokazuje da Fe komponenta u oksidnom filmu ima slojevitu strukturu, koja je kombinovana sa slojem Cr oksida. Za razliku od pasivizacije karakteristične za koroziju zbog lokalne nehomogenosti Cr2O317, uprkos ujednačenom sloju Cr2O3 u ovoj studiji, u ovom slučaju je uočena niska otpornost na koroziju, posebno kod hladno valjanih uzoraka. Uočeno ponašanje se može shvatiti kao heterogenost hemijskog oksidacionog stanja gornjeg sloja (Fe) koja utiče na performanse korozije. Spori prenos metalnih ili kiseonikovih jona u rešetki zbog iste stehiometrije gornjeg (Fe oksid) i donjeg sloja (Cr oksid)52,53 dovodi do bolje interakcije (adhezije) između njih. To, zauzvrat, poboljšava otpornost na koroziju. Stoga je kontinuirana stehiometrija, tj. jedno oksidaciono stanje Fe, poželjnija od naglih stehiometrijskih promjena. Termički deformisani SDSS ima ujednačeniju površinu i gušći zaštitni sloj, što pruža bolju otpornost na koroziju. Međutim, kod hladno valjanog SDSS-a, prisustvo ostrva bogatih Fe3+ ispod zaštitnog sloja uništava integritet površine i uzrokuje galvansku koroziju obližnje podloge, što dovodi do smanjenja Rp (Tabela 1) u EIS spektrima i njene otpornosti na koroziju. Stoga, lokalno raspoređena ostrva bogata Fe3+ usljed plastične deformacije uglavnom utiču na performanse otpornosti na koroziju, što predstavlja proboj u ovom radu. Stoga, ova studija predstavlja spektromikrografije smanjenja otpornosti na koroziju usljed plastične deformacije proučavanih SDSS uzoraka.
Nadalje, iako legiranje rijetkih zemalja u dvofaznim čelicima daje bolje rezultate, interakcija ovog dodanog elementa s pojedinačnom čeličnom matricom u smislu ponašanja pri koroziji ostaje neuhvatljiva na osnovu spektroskopskih mikroskopskih posmatranja. Signal Ce (duž XAS M-ivice) pojavljuje se samo na nekoliko pozicija tokom hladnog valjanja, ali nestaje tokom vruće deformacije SDSS-a, što ukazuje na lokalno taloženje Ce u čeličnoj matrici umjesto homogenog legiranja. Iako mehanička svojstva SDSS-a nisu poboljšana6,7, prisustvo REE smanjuje veličinu inkluzija i smatra se da suzbija koroziju u ishodištu54.
Zaključno, ovaj rad otkriva utjecaj površinske heterogenosti na koroziju 2507 SDSS-a modificiranog cerijem kvantificiranjem kemijskog sadržaja nanoskalnih komponenti. Odgovorili smo na pitanje zašto nehrđajući čelik korodira čak i kada je premazan zaštitnim oksidnim slojem kvantitativnim proučavanjem mikrostrukture, kemijskog stanja površinskih karakteristika i obrade signala korištenjem K-means klasteriranja. Utvrđeno je da su otoci bogati Fe3+, uključujući njihovu oktaedarsku i tetraedarsku koordinaciju kroz strukturu miješanog Fe2+/Fe3+, izvor uništavanja oksidnog filma i izvor korozije hladno valjanog 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 postignutog u određivanju utjecaja nanoskalne kemijske heterogenosti na koroziju, očekuje se da će ovaj rad inspirirati inženjerske procese za poboljšanje otpornosti nehrđajućih čelika na koroziju tokom proizvodnje čelika.
Za pripremu Ce-2507 SDSS ingota korištenih u ovoj studiji, miješane komponente, uključujući Fe-Ce glavnu leguru zatvorenu cijevima od čistog željeza, rastopljene su u indukcijskoj peći srednje frekvencije od 150 kg kako bi se dobio rastopljeni čelik, a zatim izliven u kalupe za lijevanje. Izmjereni hemijski sastavi (tež. %) navedeni su u Dodatnoj tabeli 2. Ingot se prvo vruće oblikuje u blokove. Zatim je čelik žaren na 1050°C tokom 60 minuta do čvrstog rastvora, a potom kaljen u vodi do sobne temperature. Proučavani uzorci detaljno su proučavani korištenjem TEM-a i DOE-a kako bi se proučavale faze, veličina zrna i morfologija. Detaljnije informacije o uzorcima i procesu proizvodnje mogu se pronaći u drugim izvorima6,7.
Obraditi cilindrične uzorke (φ10 mm × 15 mm) za toplo prešanje s osom cilindra paralelnom smjeru deformacije bloka. Visokotemperaturna kompresija izvedena je pri konstantnoj brzini deformacije u rasponu od 0,01-10 s-1 na različitim temperaturama u rasponu od 1000-1150°C korištenjem termalnog simulatora Gleeble-3800. Prije deformacije, uzorci su zagrijavani na odabranoj temperaturi brzinom od 10 °C s-1 tokom 2 minute kako bi se eliminirao temperaturni gradijent. Nakon postizanja ujednačenosti temperature, uzorci su deformirani do stvarne vrijednosti deformacije od 0,7. Nakon deformacije, odmah su kaljeni vodom kako bi se održala deformirana struktura. Zatim su očvrsli uzorci izrezani paralelno sa smjerom kompresije. Za ovu konkretnu studiju odabrali smo uzorak termički deformiran na 1050°C, 10 s-1 zbog veće uočene mikrotvrdoće u odnosu na ostale uzorke7.
Uzorci čvrstog rastvora Ce-2507 u rasutom stanju (80 × 10 × 17 mm3) ispitani su na trofaznoj asinhronoj mašini za deformaciju sa dva valjka LG-300, koja je pokazala najbolja mehanička svojstva među svim ostalim klasama deformacije6. Brzina deformacije i smanjenje debljine iznosili su 0,2 m·s-1 i 5% za svaki put, respektivno.
Za elektrohemijsko mjerenje SDSS-a nakon hladnog valjanja do smanjenja debljine od 90% (1,0 ekvivalentna stvarna deformacija) i toplog presovanja do 0,7 stvarne deformacije na 1050 °C i 10 s-1 korištena je elektrohemijska radna stanica Autolab PGSTAT128N. Radna stanica ima ćeliju s tri elektrode sa zasićenom kalomel elektrodom kao referentnom elektrodom, grafitnom kontra elektrodom i uzorkom SDSS-a kao radnom elektrodom. Uzorci su izrezani u cilindre promjera 11,3 mm, na čije su stranice zalemljene bakrene žice. Zatim je uzorak izliven epoksidnom smolom, ostavljajući radnu otvorenu površinu od 1 cm2 kao radnu elektrodu (donja površina cilindričnog uzorka). Budite oprezni tokom stvrdnjavanja epoksida i tokom naknadnog brušenja i poliranja kako biste izbjegli pucanje. Radna površina je prekrivena i polirana dijamantskom suspenzijom za poliranje veličine čestica od 1 mikrona, očišćena destilovanom vodom i etanolom i sušena 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 sa HCl na pH = 1,0 ± 0,01, korišten je za ubrzavanje korozije nehrđajućeg čelika55, budući da se nalazi u agresivnim okruženjima gdje su prisutni hloridni ioni sa jakom oksidacijskom snagom i niskim pH, kako je specificirano od strane ASTM-a. Predloženi standardi su G48 i A923. Uzorci su uronjeni u ispitni rastvor 1 sat prije nego što su izvršena bilo kakva mjerenja kako bi se dostiglo stanje blizu stacionarnog. Za uzorke u čvrstom rastvoru, toplo obrađene i hladno valjane uzorke, frekvencijski opseg mjerenja impedanse bio je 1 × 105 ~ 0,1 Hz, a potencijal otvorenog kola (OPS) bio je 5 mV, što je iznosilo 0,39, 0,33 i 0,25 VSCE, respektivno. Svaki elektrohemijski test bilo kojeg uzorka ponovljen je najmanje tri puta pod istim uslovima kako bi se osigurala ponovljivost podataka.
Za HE-SXRD mjerenja, pravokutni dupleks čelični blokovi dimenzija 1 × 1 × 1,5 mm3 izmjereni su na visokoenergetskoj Brockhouseovoj wiggler liniji u CLS-u u Kanadi kako bi se kvantificirao fazni sastav56. Prikupljanje podataka provedeno je na sobnoj temperaturi u Debye-Scherrerovoj geometriji ili transportnoj geometriji. Talasna dužina rendgenskih zraka kalibriranih na LaB6 kalibrant iznosi 0,212561 Å, što odgovara 58 keV, što je mnogo više od talasne dužine Cu Kα (8 keV) koji se obično koristi kao laboratorijski izvor rendgenskih zraka. Uzorak se postavlja 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. Svaki od ovih podataka prikupljen je korištenjem Perkin Elmer detektora površine, detektora X-zraka s ravnim panelom, piksela od 200 µm, dimenzija 40 × 40 cm2, s vremenom ekspozicije od 0,3 sekunde i 120 kadrova.
X-PEEM mjerenja dva odabrana modelna sistema provedena su na PEEM krajnjoj stanici Beamline MAXPEEM linije u MAX IV laboratoriji (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 snopa dobijena je mjerenjem spektra izlaza iona od N 1 s do 1\(\pi _g^ \ast\) područja pobuđivanja sa hv = 401 eV u N2 i ovisnošću energije fotona o E3/2.57. Spektralno uklapanje dalo je ΔE (spektralnu širinu linije) ~0.3 eV u izmjerenom energetskom rasponu. 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通过使用改进的SX-700 单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,32㘘边缘和Ce M4,5 边缘。因此, 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0.3 EV> 2000 咛 ≈1012 PH/S 通 07单色器 和 SI 1200 线 mm-1 光栅 于 于 Fe 2P 2P 2P L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缘、Cr.Dakle, kada se koristi modificirani monokromator SX-700 i Si rešetka od 1200 linija, 3, Cr rub 2p L2.3, Ni rub 2p L2.3 i Ce rub M4.5.Energiju fotona proširiti u koracima od 0,2 eV. Pri svakoj energiji, PEEM slike su snimljene korištenjem TVIPS F-216 CMOS detektora s 2 x 2 binning optičkom vezom, pružajući 1024 × 1024 piksela u vidnom polju od 20 µm. Vrijeme ekspozicije slika je 0,2 sekunde, sa prosjekom od 16 kadrova. Energija slike fotoelektrona je odabrana na takav način da se obezbijedi maksimalni signal sekundarnih elektrona. Sva mjerenja se izvode pri normalnom upadu linearno polariziranog fotonskog snopa. Za više informacija o mjerenjima, pogledajte prethodnu studiju58. Nakon proučavanja načina detekcije ukupnog prinosa elektrona (TEY)59 i njegove primjene u X-PEEM-u, dubina detekcije ove metode procijenjena je na ~4–5 nm za Cr signal i ~6 nm za Fe signal. Dubina Cr je vrlo blizu debljini oksidnog filma (~4 nm)60,61 dok je dubina Fe veća od debljine oksidnog filma. XAS prikupljeni blizu FeL ruba je mješavina XAS željeznog oksida i FeO iz matrice. U prvom slučaju, intenzitet emitovanih elektrona posljedica je svih mogućih vrsta elektrona koji doprinose TEY-u. Međutim, signal čistog željeza zahtijeva veću kinetičku energiju da bi elektroni prošli kroz sloj oksida, dosegli površinu i bili prikupljeni analizatorom. U ovom slučaju, Fe0 signal uglavnom je posljedica LVV Augerovih elektrona i sekundarnih elektrona koje oni emituju. Osim toga, TEY intenzitet koji doprinose ovi elektroni opada tokom putanje bijega elektrona49, što dodatno smanjuje spektralni potpis Fe0 na XAS mapi željeza.
Integriranje rudarenja podataka u kocke podataka (X-PEEM podaci) ključni je korak u ekstrakciji relevantnih informacija (hemijskih ili fizičkih svojstava) na višedimenzionalni način. K-means klasteriranje se široko koristi u nekoliko područja, uključujući mašinski vid, obradu slike, nenadzirano prepoznavanje uzoraka, umjetnu inteligenciju i klasifikacijsku analizu24. Na primjer, K-means klasteriranje se dobro primjenjuje za klasteriranje hiperspektralnih slikovnih podataka62. U principu, za podatke o više objekata, K-means algoritam ih može lako grupirati prema informacijama o njihovim atributima (karakteristike 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 se sastoji od dva koraka: prvi korak izračunava K centroida, a drugi korak dodjeljuje svaku tačku klasteru sa susjednim centroidima. Težište klastera definirano je kao aritmetička sredina podatkovnih tačaka (XAS spektra) tog klastera. Postoje različite udaljenosti za definiranje susjednih centroida kao euklidskih udaljenosti. Za ulaznu sliku px,y (x i y su 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 stepen pripadnosti 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 klastera su u visokoj korelaciji sa optimalnim izborom početnih centroida63. 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 energetskom spektralnom modu fotona. K-means algoritam je korišten za istraživanje područja od interesa u X-PEEM podacima odvajanjem piksela (klastera ili podblokova) prema njihovim spektralnim karakteristikama i izdvajanjem najboljeg centroida (XAS spektralna krivulja) za svaki analit (klaster). Koristi se za proučavanje prostorne distribucije, lokalnih spektralnih promjena, oksidacijskog ponašanja i hemijskog stanja. Na primjer, K-means algoritam klasterovanja je korišten za Fe L-ivice i Cr L-ivice u toplo obrađenom i hladno valjanom X-PEEM-u. Testiran je različit broj K-klastera (mikrostrukturnih regija) kako bi se pronašli najbolji klasteri i centroidi. Kada se grafikon prikaže, pikseli se preraspodijele na ispravne centroide 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 od odgovarajućeg WC autora na razuman zahtjev.
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.projekt. fraktal. 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. 双相不锈钢在选定有机酸和有机酸/氯化物环境中腐环境中 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 okruženjima s nekim organskim kiselinama i organskim kiselinama/kloridima.antikorozivna. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. i dr. Korozijsko-oksidacijska svojstva 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. E3S webinar. 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. i Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. i Utaisansuk, V. Istraživanje ponašanja vruće deformacije dupleks nehrđajućeg čelika tipa 2507. Metal.alma mater. trans. A 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. Naučni projekt. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. i dr. Struktura i mehanička svojstva cerijumom modificiranog superdupleksnog nehrđajućeg čelika SAF 2507 izazvana vrućom deformacijom. 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.korozija. nauka. 164, 108359 (2020).