Tak fordi du besøger Nature.com. Den browserversion, du bruger, har begrænset CSS-understøttelse. For at få den bedste oplevelse anbefaler vi, at du bruger en opdateret browser (eller deaktiverer kompatibilitetstilstand i Internet Explorer). I mellemtiden, for at sikre fortsat support, vil vi gengive webstedet uden typografier og JavaScript.
Det udbredte rustfrie stål og dets smedede versioner er modstandsdygtige over for korrosion under omgivende forhold på grund af passiveringslaget, der består af kromoxid. Korrosion og erosion af stål er traditionelt forbundet med ødelæggelsen af ​​disse lag, men sjældent på mikroskopisk niveau, afhængigt af oprindelsen af ​​overfladeinhomogeniteten. I dette arbejde dominerer den kemiske heterogenitet på nanoskala-overfladen, der er detekteret ved spektroskopisk mikroskopi og kemometrisk analyse, uventet nedbrydningen og korrosionen af ​​koldvalset ceriummodificeret superduplex rustfrit stål 2507 (SDSS) under dets varme deformationsadfærd. Selvom røntgenfotoelektronmikroskopi viste en relativt ensartet dækning af det naturlige Cr2O3-lag, viste koldvalset SDSS dårlige passiveringsresultater på grund af den lokaliserede fordeling af Fe3+-rige nanoøer på Fe/Cr-oxidlaget. Denne viden på atomniveau giver en dyb forståelse af korrosion af rustfrit stål og forventes at bidrage til at bekæmpe korrosion af lignende højtlegerede metaller.
Siden opfindelsen af ​​rustfrit stål er korrosionsbestandigheden af ​​ferrochromlegeringer blevet tilskrevet krom, som danner et stærkt oxid/oxyhydroxid, der udviser passiverende adfærd i de fleste miljøer. Sammenlignet med konventionelle (austenitiske og ferritiske) rustfrie ståltyper har superduplex rustfrie ståltyper (SDSS) med bedre korrosionsbestandighed overlegne mekaniske egenskaber1,2,3. Øget mekanisk styrke muliggør lettere og mere kompakte designs. I modsætning hertil har det økonomiske SDSS høj modstandsdygtighed over for grubetæring og spaltekorrosion, hvilket resulterer i en længere levetid og bredere anvendelser inden for forureningskontrol, kemiske beholdere og offshore olie- og gasindustrien4. Det snævre område af varmebehandlingstemperaturer og den dårlige formbarhed hindrer imidlertid dets brede praktiske anvendelse. Derfor er SDSS blevet modificeret for at forbedre ovenstående egenskaber. For eksempel blev Ce-modifikation og høje tilsætninger af N6,7,8 introduceret i 2507 SDSS (Ce-2507). En passende koncentration på 0,08 vægt% sjældne jordarter (Ce) har en gavnlig effekt på DSS' mekaniske egenskaber, da det forbedrer kornforfining og korngrænsestyrke. Slid- og korrosionsbestandighed, trækstyrke og flydespænding samt varmbearbejdelighed er også blevet forbedret9. Store mængder nitrogen kan erstatte dyrt nikkelindhold, hvilket gør SDSS mere omkostningseffektivt10.
For nylig er SDSS blevet plastisk deformeret ved forskellige temperaturer (lav temperatur, kold og varm) for at opnå fremragende mekaniske egenskaber6,7,8. Den fremragende korrosionsbestandighed af SDSS skyldes imidlertid tilstedeværelsen af ​​en tynd oxidfilm på overfladen, som påvirkes af mange faktorer, såsom tilstedeværelsen af ​​mange faser med forskellige korngrænser, uønskede udfældninger og forskellige reaktioner. Den interne inhomogene mikrostruktur af forskellige austenitiske og ferritiske faser deformeres7. Derfor er studiet af mikrodomæneegenskaberne af sådanne film på niveau med den elektroniske struktur af afgørende betydning for at forstå SDSS-korrosion og kræver komplekse eksperimentelle teknikker. Indtil nu har overfladefølsomme metoder som Auger-elektronspektroskopi11 og røntgenfotoelektronspektroskopi12,13,14,15 samt det hårde røntgenfotoelektronsystem skelnet, men ofte undladt at adskille, de kemiske tilstande af det samme element i forskellige punkter i rummet på nanoskalaen. Adskillige nylige undersøgelser har knyttet lokal oxidation af krom til den observerede korrosionsadfærd hos 17 austenitiske rustfrie ståltyper, 18 martensitiske rustfrie ståltyper og SDSS (Solid Stainless Steel Disease, SDSS) 19, 20. Disse undersøgelser har dog primært fokuseret på effekten af ​​Cr-heterogenitet (f.eks. Cr3+-oxidationstilstand) på korrosionsbestandighed. Lateral heterogenitet i oxidationstilstandene af elementer kan være forårsaget af forskellige forbindelser med de samme bestanddele, såsom jernoxider. Disse forbindelser arver en termomekanisk forarbejdet lille størrelse, der ligger tæt op ad hinanden, men adskiller sig i sammensætning og oxidationstilstand 16,21. Derfor kræver det at afdække ødelæggelsen af ​​oxidfilm og derefter grubetæring en forståelse af overfladeinhomogenitet på mikroskopisk niveau. På trods af disse krav mangler kvantitative vurderinger såsom lateral oxidationsheterogenitet, især af jern på nano-/atomar skala, stadig, og deres betydning for korrosionsbestandighed forbliver uudforsket. Indtil for nylig blev den kemiske tilstand af forskellige elementer, såsom Fe og Ca, kvantitativt beskrevet på stålprøver ved hjælp af blød røntgenfotoelektronmikroskopi (X-PEEM) i nanoskala synkrotronstrålingsfaciliteter. Kombineret med kemisk følsomme røntgenabsorptionsspektroskopi (XAS) teknikker muliggør X-PEEM XAS-måling med høj rumlig og spektral opløsning, hvilket giver kemisk information om elementsammensætningen og dens kemiske tilstand med rumlig opløsning ned til nanometerskalaen 23. Denne spektroskopiske observation af initieringsstedet under et mikroskop letter lokale kemiske eksperimenter og kan rumligt demonstrere tidligere uudforskede kemiske ændringer i Fe-laget.
Denne undersøgelse udvider fordelene ved PEEM til at detektere kemiske forskelle på nanoskala og præsenterer en indsigtsfuld overfladeanalysemetode på atomniveau til forståelse af Ce-2507s korrosionsadfærd. Den bruger K-means cluster kemometriske data24 til at kortlægge den globale kemiske sammensætning (heterogenitet) af de involverede elementer, hvor deres kemiske tilstande præsenteres i en statistisk repræsentation. I modsætning til konventionel korrosion forårsaget af nedbrydning af kromoxidfilmen tilskrives den nuværende dårlige passivering og dårlige korrosionsbestandighed lokaliserede Fe3+-rige nanoøer nær Fe/Cr-oxidlaget, hvilket kan være et angreb fra det beskyttende oxid. Det danner en film på stedet og forårsager korrosion.
Den korrosive adfærd af deformeret SDSS 2507 blev først evalueret ved hjælp af elektrokemiske målinger. Figur 1 viser Nyquist- og Bode-kurverne for udvalgte prøver i sure (pH = 1) vandige opløsninger af FeCl3 ved stuetemperatur. Den valgte elektrolyt fungerer som et stærkt oxidationsmiddel, der karakteriserer passiveringsfilmens tendens til at nedbrydes. Selvom materialet ikke gennemgik stabil grubetæring ved stuetemperatur, gav disse analyser indsigt i potentielle svigthændelser og postkorrosionsprocesser. Det ækvivalente kredsløb (fig. 1d) blev brugt til at tilpasse elektrokemiske impedansspektroskopi (EIS) spektre, og de tilsvarende tilpasningsresultater er vist i tabel 1. Ufuldstændige halvcirkler opstod ved testning af de opløsningsbehandlede og varmbearbejdede prøver, mens de tilsvarende komprimerede halvcirkler blev koldvalset (fig. 1b). I EIS-spektret kan halvcirkelradius betragtes som polarisationsmodstanden (Rp)25,26. Rp for opløsningsbehandlet SDSS i tabel 1 er omkring 135 kΩ cm-2, men for varmbearbejdet og koldvalset SDSS kan vi se meget lavere værdier på henholdsvis 34,7 og 2,1 kΩ cm-2. Dette signifikante fald i Rp indikerer en skadelig effekt af plastisk deformation på passivering og korrosionsbestandighed, som vist i tidligere rapporter 27, 28, 29, 30.
a Nyquist-, b- og c Bode-impedans- og fasediagrammer samt en ækvivalent kredsløbsmodel for d, hvor RS er elektrolytmodstanden, Rp er polarisationsmodstanden, og QCPE er det konstante faseelementoxid, der bruges til at modellere den ikke-ideelle kapacitans (n). EIS-målingerne blev udført ved tomgangspotentiale.
Førsteordenskonstanter er vist i Bode-diagrammet, og højfrekvensplateauet repræsenterer elektrolytmodstanden RS26. Når frekvensen falder, øges impedansen, og der findes en negativ fasevinkel, hvilket indikerer kapacitansdominans. Fasevinklen øges, bevarer sin maksimale værdi i et relativt bredt frekvensområde og falder derefter (fig. 1c). I alle tre tilfælde er denne maksimale værdi dog stadig mindre end 90°, hvilket indikerer en ikke-ideel kapacitiv adfærd på grund af kapacitiv dispersion. Derfor bruges QCPE's konstante faseelement (CPE) til at repræsentere grænsefladekapacitansfordelingen afledt af overfladeruhed eller inhomogenitet, især med hensyn til atomskala, fraktal geometri, elektrodeporøsitet, ikke-ensartet potentiale og overfladeafhængig strømfordeling. Elektrodegeometri31,32. CPE-impedans:
hvor j er det imaginære tal og ω er vinkelfrekvensen. QCPE er en frekvensuafhængig konstant, der er proportional med elektrolyttens aktive åbne areal. n er et dimensionsløst effekttal, der beskriver afvigelsen fra en kondensators ideelle kapacitive opførsel, dvs. jo tættere n er på 1, jo tættere er CPE på ren kapacitans, og hvis n er tæt på nul, er det modstand. En lille afvigelse på n, tæt på 1, indikerer ikke-ideel kapacitiv opførsel af overfladen efter polarisationstest. QCPE for koldvalset SDSS er meget højere end for lignende produkter, hvilket betyder, at overfladekvaliteten er mindre ensartet.
I overensstemmelse med de fleste korrosionsbestandighedsegenskaber for rustfrit stål resulterer det relativt høje Cr-indhold i SDSS generelt i overlegen korrosionsbestandighed for SDSS på grund af tilstedeværelsen af ​​en passiv beskyttende oxidfilm på overfladen17. Denne passiverende film er normalt rig på Cr3+-oxider og/eller hydroxider, primært integreret med Fe2+, Fe3+-oxider og/eller (oxy)hydroxider33. Trods den samme overfladeensartethed, det passiverende oxidlag og ingen synlig skade på overfladen, som bestemt af mikroskopiske billeder,6,7 er korrosionsadfærden for varmvalset og koldvalset SDSS forskellig og kræver derfor en dybdegående undersøgelse af stålets deformationsmikrostruktur og strukturelle egenskaber.
Mikrostrukturen af ​​deformeret rustfrit stål blev kvantitativt undersøgt ved hjælp af interne og synkrotron-højenergi-røntgenstråler (Supplerende figurer 1, 2). En detaljeret analyse findes i den supplerende information. Selvom de stort set svarer til typen af ​​hovedfase, findes der forskelle i fasevolumenfraktioner, som er anført i den supplerende tabel 1. Disse forskelle kan være forbundet med inhomogene fasefraktioner på overfladen, såvel som volumetriske fasefraktioner udført i forskellige dybder. Detektion ved røntgendiffraktion (XRD) med forskellige energikilder fra indfaldende fotoner. Den relativt højere andel af austenit i koldvalsede prøver, bestemt ved XRD fra en laboratoriekilde, indikerer bedre passivering og efterfølgende bedre korrosionsbestandighed35, mens mere præcise og statistiske resultater indikerer modsatte tendenser i faseforhold. Derudover afhænger stålets korrosionsbestandighed også af graden af ​​kornforfining, kornstørrelsesreduktion, stigning i mikrodeformationer og dislokationstæthed, der opstår under termomekanisk behandling36,37,38. De varmbearbejdede prøver udviser en mere kornet natur, hvilket indikerer korn i mikronstørrelse, mens de glatte ringe, der observeres i de koldvalsede prøver (supplerende figur 3), indikerer betydelig kornforfining til nanoskala i tidligere arbejde6, hvilket burde bidrage til dannelse af filmpassivering og øget korrosionsbestandighed. Højere dislokationstæthed er normalt forbundet med lavere modstand mod grubetæring, hvilket stemmer godt overens med elektrokemiske målinger.
Ændringer i de kemiske tilstande af mikrodomæner i elementære elementer er blevet systematisk undersøgt ved hjælp af X-PEEM. Trods forekomsten af ​​legeringselementer blev Cr, Fe, Ni og Ce39 valgt her, da Cr er et nøgleelement for dannelsen af ​​en passiveringsfilm, Fe er hovedelementet i stål, og Ni forstærker passiveringen og balancerer den ferrit-austenitiske fasestruktur og formålet med Ce-modifikation. Ved at justere energien fra synkrotronstrålingen blev RAS-overfladen belagt med hovedegenskaberne Cr (kant L2.3), Fe (kant L2.3), Ni (kant L2.3) og Ce (kant M4.5). Varmformning og koldvalsning af Ce-2507 SDSS. Passende dataanalyse blev udført ved at inkorporere energikalibrering med publicerede data (f.eks. XAS 40, 41 på Fe L2, 3 kanter).
Figur 2 viser X-PEEM-billeder af varmbearbejdet (fig. 2a) og koldvalset (fig. 2d) Ce-2507 SDSS og tilsvarende XAS-kanter af Cr og Fe L2,3 på individuelt markerede steder. L2,3-kanten af ​​XAS undersøger de ubesatte 3d-tilstande efter elektronfotoexcitation ved spin-orbit-splittelsesniveauerne 2p3/2 (L3-kant) og 2p1/2 (L2-kant). Information om valenstilstanden af ​​Cr blev opnået fra XAS ved L2,3-kanten i figur 2b, e. Sammenligning med dommere. 42,43 viste, at fire toppe blev observeret nær L3-kanten, navngivet A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) og D (582,2 eV), som afspejler oktaedrisk Cr3+, svarende til Cr2O3-ionen. De eksperimentelle spektre stemmer overens med de teoretiske beregninger vist i panel b og e, opnået fra flere beregninger af krystalfeltet ved Cr L2.3-grænsefladen ved hjælp af et krystalfelt på 2,0 eV44. Begge overflader af varmvalset og koldvalset SDSS er belagt med et relativt ensartet lag af Cr2O3.
Et X-PEEM termisk billede af termisk deformeret SDSS svarende til b Cr L2.3 kant og c Fe L2.3 kant, d X-PEEM termisk billede af koldvalset SDSS svarende til e Cr L2.3 kant og f Fe L2.3 kantside (f). XAS-spektrene er plottet på forskellige rumlige positioner markeret på de termiske billeder (a, d), de orange stiplede linjer i (b) og (e) repræsenterer de simulerede XAS-spektre af Cr3+ med en krystalfeltværdi på 2,0 eV. For X-PEEM-billeder skal du bruge en termisk palet for at forbedre billedlæsbarheden, hvor farver fra blå til rød er proportionale med intensiteten af ​​røntgenabsorption (fra lav til høj).
Uanset det kemiske miljø for disse metalliske elementer forblev den kemiske tilstand af tilsætningerne af Ni- og Ce-legeringselementer uændret for begge prøver. Yderligere tegning. Figur 5-9 viser X-PEEM-billeder og tilsvarende XAS-spektre for Ni og Ce på forskellige positioner på overfladen af ​​varmbearbejdede og koldvalsede prøver. Ni XAS viser oxidationstilstandene for Ni2+ over hele den målte overflade af varmbearbejdede og koldvalsede prøver (Supplerende Diskussion). Det skal bemærkes, at XAS-signalet for Ce ikke blev observeret i tilfælde af varmbearbejdede prøver, mens spektret for Ce3+ blev observeret i tilfælde af koldtvalsede prøver. Observationen af ​​Ce-pletter i koldtvalsede prøver viste, at Ce hovedsageligt optræder i form af udfældninger.
I det termisk deformerede SDSS blev der ikke observeret nogen lokal strukturel ændring i XAS ved FeL2,3-kanten (fig. 2c). Fe-matricen ændrer dog mikroregionalt sin kemiske tilstand på syv tilfældigt udvalgte punkter i det koldvalsede SDSS, som vist i fig. 2f. Derudover blev der udført lokale overfladestudier (fig. 3 og supplerende fig. 10), hvor mindre cirkulære områder blev udvalgt, for at få en præcis idé om ændringerne i Fe-tilstanden på de udvalgte steder i fig. 2f. XAS-spektrene for FeL2,3-kanten af ​​α-Fe2O3-systemer og Fe2+-oktaedriske oxider blev modelleret ved hjælp af flere krystalfeltberegninger ved hjælp af krystalfelter på 1,0 (Fe2+) og 1,0 (Fe3+)44. Vi bemærker, at α-Fe2O3 og γ-Fe2O3 har forskellige lokale symmetrier45,46, Fe3O4 har en kombination af både Fe2+ og Fe3+,47, og FeO45 er et formelt divalent Fe2+-oxid (3d6). Vi bemærker, at α-Fe2O3 og γ-Fe2O3 har forskellige lokale symmetrier45,46, Fe3O4 har en kombination af både Fe2+ og Fe3+,47, og FeO45 som et formelt divalent Fe2+-oxid (3d6).Bemærk at α-Fe2O3 og γ-Fe2O3 har forskellige lokale symmetrier45,46, Fe3O4 kombinerer både Fe2+ og Fe3+,47 og FeO45 i form af formelt divalent oxid Fe2+ (3d6).Bemærk, at α-Fe2O3 og γ-Fe2O3 har forskellige lokale symmetrier45,46, Fe3O4 har en kombination af Fe2+ og Fe3+,47 og FeO45 fungerer som et formelt divalent Fe2+ oxid (3d6). Alle Fe3+ ioner i α-Fe2O3 har kun Oh-positioner, mens γ-Fe2O3 normalt repræsenteres af Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinel med ledige pladser i eg-positioner. Derfor har Fe3+ ionerne i γ-Fe2O3 både Td og Oh-positioner. Som nævnt i en tidligere artikel45, selvom intensitetsforholdet mellem de to er forskelligt, er deres intensitetsforhold eg/t2g ≈1, mens det observerede intensitetsforhold eg/t2g i dette tilfælde er omkring 1. Dette udelukker muligheden for, at der i den nuværende situation kun er Fe3+ til stede. I betragtning af tilfældet med Fe3O4 med både Fe2+ og Fe3+, indikerer den første kendte svagere (stærkere) L3-kant for Fe en mindre (større) ubesat tilstand t2g. Dette gælder for Fe2+ (Fe3+), hvilket viser, at den første stigning indikerer en stigning i indholdet af Fe2+47. Disse resultater viser, at sameksistensen af ​​Fe2+ og γ-Fe2O3, α-Fe2O3 og/eller Fe3O4 dominerer på kompositternes koldvalsede overflade.
Forstørrede fotoelektron-termiske billeder af XAS-spektrene (a, c) og (b, d), der krydser Fe L2,3-kanten ved forskellige rumlige positioner inden for udvalgte områder 2 og E i figur 2d.
De opnåede eksperimentelle data (fig. 4a og supplerende fig. 11) er plottet og sammenlignet med dataene for rene forbindelser 40, 41, 48. Tre forskellige typer eksperimentelt observerede Fe L-kant XAS-spektre (XAS-1, XAS-2 og XAS-3: fig. 4a). Specifikt blev spektrum 2-a (betegnet som XAS-1) i fig. 3b efterfulgt af spektrum 2-b (mærket XAS-2) observeret over hele detektionsområdet, mens spektre som E-3, der blev observeret i figur 3d (mærket XAS-3), blev observeret på specifikke steder. Som regel blev fire parametre brugt til at identificere de eksisterende valenstilstande i den undersøgte prøve: (1) spektrale karakteristika L3 og L2, (2) energipositioner for karakteristika L3 og L2, (3) energiforskel L3-L2, (4) L2/L3 intensitetsforhold. Ifølge visuelle observationer (fig. 4a) er alle tre Fe-komponenter, nemlig Fe0, Fe2+ og Fe3+, til stede på den undersøgte SDSS-overflade. Det beregnede intensitetsforhold L2/L3 indikerede også tilstedeværelsen af ​​alle tre komponenter.
Simulerede XAS-spektre af Fe med observerede tre forskellige eksperimentelle data (de solide linjer XAS-1, XAS-2 og XAS-3 svarer til 2-a, 2-b og E-3 i figur 2 og 3). Sammenligning af oktaedre Fe2+, Fe3+ med krystalfeltværdier på henholdsvis 1,0 eV og 1,5 eV, de eksperimentelle data målt med bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) og de tilsvarende optimerede LCF-data (solitær sort linje), og også i form af XAS-3-spektre med Fe3O4 (blandet tilstand af Fe) og Fe2O3 (ren Fe3+) standarder.
En lineær kombinationstilpasning (LCF) af de tre standarder 40, 41, 48 blev brugt til at kvantificere jernoxidsammensætningen. LCF blev implementeret for tre udvalgte Fe L-kant XAS-spektre, der viste den højeste kontrast, nemlig XAS-1, XAS-2 og XAS-3, som vist i figur 4b-d. For LCF-fittings blev 10% Fe0 taget i betragtning i alle tilfælde, da vi observerede en lille afvigelse i alle data, og også fordi metallisk jern er hovedkomponenten i stål. Faktisk er prøvedybden af ​​X-PEEM for Fe (~6 nm)49 større end den estimerede oxidationslagtykkelse (lidt > 4 nm), hvilket muliggør detektion af signal fra jernmatrixen (Fe0) under passiveringslaget. Faktisk er prøvedybden af ​​X-PEEM for Fe (~6 nm)49 større end den estimerede oxidationslagtykkelse (lidt > 4 nm), hvilket muliggør detektion af signal fra jernmatrixen (Fe0) under passiveringslaget. Действительно, пробная глубина X-PEEM for Fe (~ 6 нм)49 mere, чем предполагаемая толщина слоя окисления (нем 4нмая) позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Faktisk er probens X-PEEM-dybde for Fe (~6 nm)49 større end den antagne tykkelse af oxidationslaget (lidt >4 nm), hvilket gør det muligt at detektere signalet fra jernmatrixen (Fe0) under passiveringslaget.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 氧化层 氧化层 氧化层 厚度 略 兮m 敥 nm 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Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM mere, чем предполагаемая толщидно огногосина > ( 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Faktisk er detektionsdybden af ​​Fe (~6 nm) 49 med X-PEEM større end den forventede tykkelse af oxidlaget (lidt > 4 nm), hvilket muliggør detektion af signalet fra jernmatrixen (Fe0) under passiveringslaget. .Forskellige kombinationer af Fe2+ og Fe3+ blev udført for at finde den bedst mulige løsning for de observerede eksperimentelle data. Fig. 4b viser XAS-1-spektret for kombinationen af ​​Fe2+ og Fe3+, hvor andelene af Fe2+ og Fe3+ var ens med omkring 45%, hvilket indikerer blandede oxidationstilstande for Fe. For XAS-2-spektret bliver procentdelen af ​​Fe2+ og Fe3+ henholdsvis ~30% og 60%. Fe2+ er mindre end Fe3+. Forholdet mellem Fe2+ og Fe3, der er lig med 1:2, betyder, at Fe3O4 kan dannes i samme forhold mellem Fe-ioner. Derudover bliver procentdelen af ​​Fe2+ og Fe3+ for XAS-3-spektret ~10% og 80%, hvilket indikerer en højere omdannelse af Fe2+ til Fe3+. Som nævnt ovenfor kan Fe3+ komme fra α-Fe2O3, γ-Fe2O3 eller Fe3O4. For at forstå den mest sandsynlige kilde til Fe3+ blev XAS-3-spektret plottet med forskellige Fe3+-standarder i figur 4e, hvilket viser lighed med begge standarder, når man betragter B-toppen. Intensiteten af ​​skuldertoppene (A: fra Fe2+) og B/A-intensitetsforholdet indikerer dog, at spektret af XAS-3 er tæt på, men ikke falder sammen med spektret af γ-Fe2O3. Sammenlignet med bulk-γ-Fe2O3 har Fe2p XAS-toppen af ​​A SDSS en lidt højere intensitet (fig. 4e), hvilket indikerer en højere intensitet af Fe2+. Selvom spektret af XAS-3 ligner spektret af γ-Fe2O3, hvor Fe3+ er til stede i Oh- og Td-positionerne, er identifikationen af ​​forskellige valenstilstande og koordinering kun langs L2,3-kanten eller L2/L3-intensitetsforholdet fortsat genstand for løbende forskning. Dette skyldes kompleksiteten af ​​de forskellige faktorer, der påvirker det endelige spektrum41.
Ud over de spektrale forskelle i den kemiske tilstand af de udvalgte interesseområder beskrevet ovenfor, blev den globale kemiske heterogenitet af nøgleelementerne Cr og Fe også vurderet ved at klassificere alle XAS-spektre opnået på prøveoverfladen ved hjælp af K-means-klyngemetoden. Cr L-kantprofilerne danner to rumligt fordelte optimale klynger i de varmbearbejdede og koldvalsede prøver vist i figur 5. Det er tydeligt, at ingen lokale strukturelle ændringer opfattes som ens, da de to centroider i XAS Cr-spektrene er sammenlignelige. Disse spektrale former for de to klynger er næsten identiske med dem, der svarer til Cr2O342, hvilket betyder, at Cr2O3-lagene er relativt jævnt fordelt på SDSS'en.
Cr L K-means kantregionsklynger, og b er de tilsvarende XAS-centroider. Resultater af K-means X-PEEM-sammenligning af koldvalset SDSS: c Cr L2,3 kantregion af K-means klynger og d tilsvarende XAS-centroider.
For at illustrere mere komplekse FeL-kantkort blev fire og fem optimerede klynger og deres tilhørende centroider (spektralprofiler) anvendt til henholdsvis varmvalsede og koldvalsede prøver. Derfor kan procentdelen (%) af Fe2+ og Fe3+ opnås ved at tilpasse den LCF, der er vist i figur 4. Pseudoelektrodepotentialet Epseudo som en funktion af Fe0 blev brugt til at afsløre den mikrokemiske inhomogenitet af overfladeoxidfilmen. Epseudo estimeres groft ved hjælp af blandingsreglen,
hvor \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) er lig med \(\rm{Fe} + 2e^ – \ til \rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), henholdsvis 0,440 og 0,036 V. Områder med et lavere potentiale har et højere indhold af Fe3+-forbindelsen. Potentialfordelingen i termisk deformerede prøver har en lagdelt karakter med en maksimal ændring på omkring 0,119 V (fig. 6a, b). Denne potentialfordeling er tæt forbundet med overfladetopografien (fig. 6a). Der blev ikke observeret andre positionsafhængige ændringer i det underliggende laminære indre (fig. 6b). Tværtimod kan man for forbindelsen af ​​forskellige oxider med forskelligt indhold af Fe2+ og Fe3+ i koldvalset SDSS observere en ikke-ensartet karakter af pseudopotentialet (fig. 6c, d). Fe3+-oxider og/eller (oxy)hydroxider er hovedbestanddelene i rust i stål og er permeable for ilt og vand50. I dette tilfælde anses øerne, der er rige på Fe3+, for at være lokalt fordelt og kan betragtes som korroderede områder. Samtidig kan gradienten i potentialfeltet, snarere end den absolutte værdi af potentialet, bruges som en indikator for lokaliseringen af ​​aktive korrosionssteder. Denne ujævne fordeling af Fe2+ og Fe3+ på overfladen af ​​koldvalset SDSS kan ændre den lokale kemi og give et mere praktisk aktivt overfladeareal under oxidfilmnedbrydning og korrosionsreaktioner, hvilket tillader den underliggende metalmatrix at fortsætte med at korrodere, hvilket resulterer i intern heterogenitet og reducerer de beskyttende egenskaber af det passiverende lag.
K-means-klynger og tilsvarende XAS-centroider i Fe L2.3-kantområdet af varmdeformeret X-PEEM ac og df af koldvalset SDSS. a, d K-means-klyngeplots overlejret på X-PEEM-billeder. Det beregnede pseudoelektrodepotentiale (Epseudo) er nævnt sammen med K-means-klyngeplottet. Lysstyrken af ​​X-PEEM-billedet er, ligesom farven i figur 2, proportional med røntgenabsorptionsintensiteten.
Relativt ensartet Cr, men forskellig kemisk tilstand af Fe, fører til forskellige oxidfilmskader og korrosionsmønstre i varmvalset og koldvalset Ce-2507. Denne egenskab ved koldvalset Ce-2507 er blevet grundigt undersøgt. Med hensyn til dannelsen af ​​oxider og hydroxider af Fe i den omgivende luft i dette næsten neutrale arbejde er reaktionerne som følger:
Ovenstående reaktioner forekommer i følgende scenarier baseret på X-PEEM-analyse. En lille skulder svarende til Fe0 er forbundet med det underliggende metalliske jern. Reaktionen af ​​metallisk Fe med miljøet resulterer i dannelsen af ​​et Fe(OH)2-lag (ligning (5)), hvilket forstærker Fe2+-signalet i Fe L-kant XAS. Langvarig eksponering for luft kan resultere i dannelsen af ​​Fe3O4- og/eller Fe2O3-oxider efter Fe(OH)252,53. To stabile former for Fe, Fe3O4 og Fe2O3, kan også dannes i det Cr3+-rige beskyttelseslag, hvoraf Fe3O4 foretrækker en ensartet og klæbrig struktur. Tilstedeværelsen af ​​begge resulterer i blandede oxidationstilstande (XAS-1-spektrum). XAS-2-spektret svarer hovedsageligt til Fe3O4. Mens observation af XAS-3-spektre flere steder indikerede fuldstændig omdannelse til γ-Fe2O3. Da penetrationsdybden af ​​de udfoldede røntgenstråler er omkring 50 nm, resulterer signalet fra det nedre lag i en højere intensitet af A-toppen.
XPA-spektret viser, at Fe-komponenten i oxidfilmen har en lagdelt struktur kombineret med et Cr-oxidlag. I modsætning til tegnene på passivering på grund af lokal inhomogenitet af Cr2O3 under korrosion observeres der lav korrosionsbestandighed i dette tilfælde, især for koldvalsede prøver, på trods af det ensartede lag af Cr2O3 i dette arbejde. Den observerede adfærd kan forstås som heterogeniteten af ​​den kemiske oxidationstilstand i det øvre lag (Fe), hvilket påvirker korrosionsegenskaberne. På grund af den samme støkiometri af det øvre lag (jernoxid) og det nedre lag (kromoxid)52,53 fører bedre interaktion (adhæsion) mellem dem til langsom transport af metal- eller iltioner i gitteret, hvilket igen fører til en stigning i korrosionsbestandigheden. Derfor er et kontinuerligt støkiometrisk forhold, dvs. én oxidationstilstand for Fe, at foretrække frem for pludselige støkiometriske ændringer. Det varmedeformerede SDSS har en mere ensartet overflade, et tættere beskyttelseslag og bedre korrosionsbestandighed. For koldvalset SDSS krænker tilstedeværelsen af ​​Fe3+-rige øer under det beskyttende lag overfladens integritet og forårsager galvanisk korrosion med det nærliggende substrat, hvilket fører til et kraftigt fald i Rp (Tabel 1). EIS-spektret og dets korrosionsbestandighed reduceres. Det kan ses, at den lokale fordeling af Fe3+-rige øer på grund af plastisk deformation primært påvirker korrosionsbestandigheden, hvilket er et gennembrud i dette arbejde. Denne undersøgelse præsenterer derfor spektroskopiske mikroskopiske billeder af reduktionen i korrosionsbestandighed af SDSS-prøver undersøgt ved hjælp af plastisk deformationsmetoden.
Derudover, selvom legering af sjældne jordarter i tofasede ståltyper viser bedre ydeevne, forbliver interaktionen mellem dette additive element og den individuelle stålmatrix med hensyn til korrosionsadfærd ifølge spektroskopisk mikroskopi undvigende. Forekomsten af ​​Ce-signaler (via XAS M-kanter) forekommer kun få steder under koldvalsning, men forsvinder under varm deformation af SDSS, hvilket indikerer lokal udfældning af Ce i stålmatrixen snarere end homogen legering. Selvom det ikke forbedrer de mekaniske egenskaber af SDSS6,7 signifikant, reducerer tilstedeværelsen af ​​sjældne jordarter størrelsen af ​​indeslutningerne og menes at hæmme punktering i det indledende område54.
Afslutningsvis beskriver dette arbejde effekten af ​​overfladeheterogenitet på korrosionen af ​​2507 SDSS modificeret med cerium ved at kvantificere det kemiske indhold af nanoskalakomponenter. Vi besvarer spørgsmålet om, hvorfor rustfrit stål korroderer selv under et beskyttende oxidlag, ved at kvantificere dets mikrostruktur, overfladekemi og signalbehandling ved hjælp af K-means-klyngedannelse. Det er blevet fastslået, at øer rige på Fe3+, inklusive deres oktaedriske og tetraedriske koordination langs hele den blandede Fe2+/Fe3+, er kilden til skader og korrosion af den koldvalsede oxidfilm SDSS. Nanoøer domineret af Fe3+ fører til dårlig korrosionsbestandighed, selv i nærvær af et tilstrækkeligt støkiometrisk Cr2O3-passiverende lag. Ud over metodologiske fremskridt i bestemmelsen af ​​effekten af ​​kemisk heterogenitet på nanoskala på korrosion, forventes det løbende arbejde at inspirere til ingeniørprocesser for at forbedre korrosionsbestandigheden af ​​rustfrit stål under stålfremstilling.
For at fremstille Ce-2507 SDSS-barren, der blev anvendt i denne undersøgelse, blev en blandet sammensætning, inklusive Fe-Ce-masterlegering forseglet med et rent jernrør, smeltet i en 150 kg mediumfrekvens induktionsovn for at producere smeltet stål og hældt i en form. De målte kemiske sammensætninger (vægt%) er anført i supplerende tabel 2. Barrerne varmsmedes først til blokke. Derefter blev de udglødet ved 1050 °C i 60 minutter for at opnå stål i en fast opløsning og derefter bratkølet i vand til stuetemperatur. De undersøgte prøver blev undersøgt i detaljer ved hjælp af TEM og DOE for at studere faser, kornstørrelse og morfologi. Mere detaljerede oplysninger om prøver og produktionsproces kan findes i andre kilder6,7.
Cylindriske prøver (φ10 mm × 15 mm) til varmkompression blev behandlet, så cylinderens akse var parallel med blokkens deformationsretning. Højtemperaturkompression blev udført ved forskellige temperaturer i området 1000-1150 °C ved hjælp af en Gleeble-3800 termisk simulator med en konstant tøjningshastighed i området 0,01-10 s-1. Før deformation blev prøverne opvarmet med en hastighed på 10 °C s-1 i 2 minutter ved en valgt temperatur for at eliminere temperaturgradienten. Efter opnåelse af temperaturensartethed blev prøven deformeret til en sand tøjningsværdi på 0,7. Efter deformation blev prøverne straks bratkølet med vand for at bevare den deformerede struktur. Den hærdede prøve skæres derefter parallelt med kompressionsretningen. Til denne specifikke undersøgelse valgte vi en prøve med en varm tøjningstilstand på 1050 °C, 10 s-1, fordi den observerede mikrohårdhed var højere end andre prøver7.
Massive (80 × 10 × 17 mm3) prøver af den faste Ce-2507-opløsning blev anvendt i en LG-300 trefaset asynkron tovalsemølle med de bedste mekaniske egenskaber blandt alle andre deformationsniveauer6. Tøjningshastigheden og tykkelsesreduktionen for hver bane er henholdsvis 0,2 m·s-1 og 5%.
En Autolab PGSTAT128N elektrokemisk arbejdsstation blev anvendt til SDSS elektrokemiske målinger efter koldvalsning til en 90% reduktion i tykkelse (1,0 ækvivalent sand tøjning) og efter varmpresning ved 1050°C i 10 s-1 til en sand tøjning på 0,7. Arbejdsstationen har en tre-elektrode celle med en mættet kalomelelektrode som referenceelektrode, en grafitmodelektrode og en SDSS-prøve som arbejdselektrode. Prøverne blev skåret i cylindre med en diameter på 11,3 mm, på hvis sider kobbertråde blev loddet. Prøverne blev derefter fikseret med epoxy, hvilket efterlod et åbent arbejdsområde på 1 cm2 som arbejdselektrode (undersiden af ​​den cylindriske prøve). Vær forsigtig under hærdning af epoxyen og efterfølgende slibning og polering for at undgå revner. Arbejdsfladerne blev slebet og poleret med en diamantpoleringssuspension med en partikelstørrelse på 1 μm, vasket med destilleret vand og ethanol og tørret i kold luft. Før elektrokemiske målinger blev de polerede prøver udsat for luft i flere dage for at danne en naturlig oxidfilm. En vandig opløsning af FeCl3 (6,0 vægt%), stabiliseret til pH = 1,0 ± 0,01 med HCl i henhold til ASTM-anbefalinger, anvendes til at accelerere korrosionen af ​​rustfrit stål55, fordi det er ætsende i nærvær af kloridioner med en stærk oxiderende kapacitet og lav pH. Miljøstandarderne G48 og A923. Prøven nedsænkes i testopløsningen i 1 time for at nå næsten steady state, før der foretages målinger. For prøver i fast opløsning, varmformede og koldvalsede prøver blev impedansmålinger udført ved åbne kredsløbspotentialer (OPC) på henholdsvis 0,39, 0,33 og 0,25 V i frekvensområdet fra 1105 til 0,1 Hz med en amplitude på 5 mV. Alle kemiske tests blev gentaget mindst 3 gange under de samme forhold for at sikre dataenes reproducerbarhed.
Til HE-SXRD-målinger blev rektangulære duplexstålblokke med målene 1 × 1 × 1,5 mm3 målt for at kvantificere strålefasesammensætningen af ​​en Brockhouse højenergi-wiggler på CLS, Canada56. Dataindsamling blev udført i Debye-Scherrer-geometri eller transmissionsgeometri ved stuetemperatur. Røntgenbølgelængden kalibreret med LaB6-kalibratoren er 0,212561 Å, hvilket svarer til 58 keV, hvilket er meget højere end for Cu Kα (8 keV), der almindeligvis anvendes som en laboratorierøntgenkilde. Prøven var placeret i en afstand af 740 mm fra detektoren. Detektionsvolumenet for hver prøve er 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, hvilket bestemmes af strålestørrelsen og prøvetykkelsen. Alle data blev indsamlet ved hjælp af en Perkin Elmer-arealdetektor, fladskærmsrøntgendetektor, 200 µm pixels, 40×40 cm2 med en eksponeringstid på 0,3 s og 120 billeder.
X-PEEM-målinger af to udvalgte modelsystemer blev udført på Beamline MAXPEEM PEEM-endestationen i MAX IV-laboratoriet (Lund, Sverige). Prøverne blev fremstillet på samme måde som til elektrokemiske målinger. De fremstillede prøver blev opbevaret i luft i flere dage og afgasset i et ultrahøjt vakuumkammer, før de blev bestrålet med synkrotronfotoner. Strålelinjens energiopløsning blev opnået ved at måle ionudbyttespektret i excitationsområdet fra N1s til 1(τ/g₃ast) nær hv = 401 eV i N2 med fotonenergiens afhængighed af E3/2, 57. Approksimationsspektre gav en ΔE (spektrallinjens bredde) på omkring 0,3 eV i det målte energiområde. Derfor blev strålelinjens energiopløsning estimeret til at være E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 og flux ≈1012 ph/s ved at anvende en modificeret SX-700 monokromator med et Si 1200-linjers mm−1 gitter til Fe 2p L2,3 kanten, Cr 2p L2,3 kanten, Ni 2p L2,3 kanten og Ce M4,5 kanten. Derfor blev strålelinjens energiopløsning estimeret til at være E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 og flux ≈1012 ph/s ved at anvende en modificeret SX-700 monokromator med et Si 1200-linjers mm−1 gitter til Fe 2p L2.3 kanten, Cr 2p L2.3 kanten, Ni 2p L2.3 kanten og Ce M4.5 kanten. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было образом при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,2, Cr 2p L2,2, Cr кромка Ni 2p L2,3 og кромка Ce M4,5. Således blev energiopløsningen af ​​strålekanalen estimeret til E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 og flux ≈1012 f/s ved hjælp af en modificeret SX-700 monokromator med et Si-gitter på 1200 linjer/mm for Fe-kant 2p L2,3, Cr-kant 2p L2,3, Ni-kant 2p L2,3 og Ce-kant 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≈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈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、瘼 L2,Ni 2p, M2,Ni 2p边缘.因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S ，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、C 边缘、C 2.N. 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘.Således, når man bruger en modificeret SX-700 monokromator med et 1200-linjers Si-gitter. 3, Cr-kant 2p L2.3, Ni-kant 2p L2.3 og Ce-kant M4.5.Scan fotonenergi i trin på 0,2 eV. Ved hver energi blev PEEM-billeder optaget ved hjælp af en TVIPS F-216 fiberkoblet CMOS-detektor med 2 x 2 bins, som giver en opløsning på 1024 × 1024 pixels i et 20 µm synsfelt. Eksponeringstiden for billederne var 0,2 s, med et gennemsnit på 16 billeder. Fotoelektronbilledenergien er valgt på en sådan måde, at den giver det maksimale sekundære elektronsignal. Alle målinger blev udført ved normal indfaldsvinkel ved hjælp af en lineært polariseret fotonstråle. Mere information om målinger kan findes i en tidligere undersøgelse. Efter at have studeret detektionstilstanden for samlet elektronudbytte (TEY) og dens anvendelse i X-PEEM49, estimeres forsøgsdybden for denne metode til at være omkring 4-5 nm for Cr-signalet og omkring 6 nm for Fe. Cr-dybden er meget tæt på tykkelsen af ​​oxidfilmen (~4 nm)60,61, mens Fe-dybden er større end tykkelsen. XRD indsamlet ved kanten af ​​FeL er en blanding af XRD af jernoxider og Fe0 fra matrixen. I det første tilfælde kommer intensiteten af ​​de udsendte elektroner fra alle mulige typer elektroner, der bidrager til TEY. Et rent jernsignal kræver dog højere kinetisk energi for at elektronerne kan passere gennem oxidlaget til overfladen og blive opsamlet af analysatoren. I dette tilfælde skyldes Fe0-signalet hovedsageligt LVV Auger-elektroner, såvel som sekundære elektroner udsendt af dem. Derudover henfalder TEY-intensiteten, der bidrager fra disse elektroner, under elektronernes undslipningsvej, hvilket yderligere reducerer Fe0-spektralresponsen i jern-XAS-kortet.
Integrering af data mining i en datakube (X-PEEM-data) er et nøgletrin i at udtrække relevant information (kemiske eller fysiske egenskaber) i en flerdimensionel tilgang. K-means clustering er meget anvendt inden for flere områder, herunder maskinsyn, billedbehandling, uovervåget mønstergenkendelse, kunstig intelligens og klassifikationsanalyse. For eksempel har K-means clustering klaret sig godt i clustering af hyperspektrale billeddata. I princippet kan K-means-algoritmen for multi-feature-data nemt gruppere dem baseret på information om deres attributter (fotonenergiegenskaber). K-means clustering er en iterativ algoritme til at opdele data i K ikke-overlappende grupper (klynger), hvor hver pixel tilhører en specifik klynge afhængigt af den rumlige fordeling af kemisk inhomogenitet i stålets mikrostrukturelle sammensætning. K-means-algoritmen omfatter to faser: i den første fase beregnes K centroider, og i den anden fase tildeles hvert punkt en klynge med tilstødende centroider. Tyngdepunktet for en klynge er defineret som det aritmetiske gennemsnit af datapunkterne (XAS-spektrum) for den pågældende klynge. Der er forskellige afstande til at definere nabocentroider som euklidisk afstand. For et inputbillede af px,y (hvor x og y er opløsningen i pixels), er CK klyngens tyngdepunkt; dette billede kan derefter segmenteres (klynges) i K klynger ved hjælp af K-means63. De sidste trin i K-means-klyngealgoritmen er:
Trin 2. Beregn medlemskabet af alle pixels i henhold til det aktuelle centroid. For eksempel beregnes det ud fra den euklidiske afstand d mellem centrum og hver pixel:
Trin 3 Tildel hver pixel til det nærmeste centroid. Beregn derefter K centroid-positionerne igen som følger:
Trin 4. Gentag processen (ligning (7) og (8)), indtil centroiderne konvergerer. De endelige resultater for klyngekvaliteten er stærkt korreleret med det bedste valg af initiale centroider. For PEEM-datastrukturen for stålbilleder er X (x × y × λ) typisk en kube af 3D-matrixdata, mens x- og y-akserne repræsenterer rumlig information (pixelopløsning), og λ-aksen svarer til et fotonenergispektralbillede. K-means-algoritmen bruges til at udforske områder af interesse i X-PEEM-data ved at adskille pixels (klynger eller underblokke) i henhold til deres spektrale egenskaber og udtrække de bedste centroider (XAS-spektralprofiler) for hver analytklynge. Den bruges til at studere rumlig fordeling, lokale spektrale ændringer, oxidationsadfærd og kemiske tilstande. For eksempel blev K-means-klyngealgoritmen brugt til FeL-kant- og CrL-kantområder i varmbearbejdet og koldvalset X-PEEM. Forskellige antal K klynger (mikrostrukturområder) blev testet for at finde de optimale klynger og centroider. Når disse tal vises, tildeles pixelsene til de tilsvarende klyngecentroider. Hver farvefordeling svarer til klyngens centrum og viser den rumlige placering af kemiske eller fysiske objekter. De ekstraherede centroider er lineære kombinationer af rene spektre.
Data, der understøtter resultaterne af denne undersøgelse, er tilgængelige efter rimelig anmodning fra den respektive WC-forfatter.
Sieurin, H. & Sandström, R. Brudsejhed af et svejset duplex rustfrit stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Brudsejhed af et svejset duplex rustfrit stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Brudsejhed af svejset duplex rustfrit stål. 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. Brudsejhed af svejsede duplex rustfrie stål.Britannia. Brøkdel. fur. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Korrosionsbestandighed af duplex rustfrit stål i udvalgte organiske syrer og organiske syre/klorid-miljøer. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Korrosionsbestandighed af duplex rustfrit stål i udvalgte organiske syrer og organiske syre/klorid-miljøer.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. og Van Der Merwe, J. Korrosionsbestandighed af duplex rustfrit stål i miljøer med visse organiske syrer og organiske syrer/klorider. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相rustfrit stål在特定的organisk酸和organisk酸/kloreret miljø的耐过性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. og Van Der Merwe, J. Korrosionsbestandighed af duplex rustfrit stål i udvalgte miljøer med organiske syrer og organiske syrer/klorider.konserveringsmiddel. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al. Korrosions-oxidativ adfærd af Fe-Al-Mn-C duplexlegeringer. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Ny generation af superduplexstål til udstyrsgas- og olieproduktion. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Ny generation af superduplexstål til udstyrsgas- og olieproduktion.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Ny generation af superduplexstål til olie- og gasproduktionsudstyr.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Ny generation af superduplexstål til gas- og olieproduktionsudstyr. Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Undersøgelse af varmdeformationsadfærd af duplex rustfrit stål, kvalitet 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Undersøgelse af varmdeformationsadfærd af duplex rustfrit stål, kvalitet 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. En undersøgelse af varmdeformationsadfærd af type 2507 duplex rustfrit stål. 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. og Utaisansuk, V. Undersøgelse af varmdeformationsadfærden af ​​type 2507 duplex rustfrit stål. Metal.alma mater. trance. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Effekt af kontrolleret koldvalsning på mikrostrukturen og de mekaniske egenskaber af ceriummodificeret superduplex SAF 2507 rustfrit stål. alma mater. the science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Strukturelle og mekaniske egenskaber induceret af termisk deformation af ceriummodificeret superduplex SAF 2507 rustfrit stål. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effekt af sjældne jordarters elementer på austenitisk ståls oxidationsadfærd ved høj temperatur. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effekt af sjældne jordarters elementer på austenitisk ståls oxidationsadfærd ved høj temperatur.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. og Zheng K. Indflydelse af sjældne jordarters elementer på austenitisk ståls opførsel under oxidation ved høj temperatur. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. og Zheng K. Indflydelse af sjældne jordarters elementer på austenitiske ståls opførsel ved højtemperaturoxidation.Koros. Videnskaben. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Virkninger af Ce på mikrostrukturen og egenskaberne af 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritisk rustfrit stål. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Virkninger af Ce på mikrostrukturen og egenskaberne af 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritisk rustfrit stål.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. og Sun S. Indflydelse af Se på mikrostrukturen og egenskaberne af superferritisk rustfrit stål 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嚄和怽能的和性能的和 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekt af Ce på mikrostrukturen og egenskaberne af 27Cr-3.8Mo-2Ni superstål rustfrit stål. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеющей стали 3,7-32. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekt af Ce på mikrostruktur og egenskaber af superferritisk rustfrit stål 27Cr-3,8Mo-2Ni.Jernskilt. Steelmak 47, 67–76 (2020).