Tak fordi du besøgte Nature.com.Den browserversion, du bruger, har begrænset CSS-understøttelse.For 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 stilarter og JavaScript.
Det udbredte rustfri stål og dets smedede versioner er modstandsdygtige over for korrosion under omgivende forhold på grund af passiveringslaget bestående af chromoxid.Korrosion og erosion af stål er traditionelt forbundet med ødelæggelsen af ​​disse lag, men sjældent på mikroskopisk niveau, afhængigt af oprindelsen af ​​overfladens inhomogenitet.I dette arbejde dominerer den kemiske heterogenitet på nanoskalaen påvist ved spektroskopisk mikroskopi og kemometrisk analyse uventet nedbrydning og korrosion af koldvalset ceriummodificeret super duplex rustfrit stål 2507 (SDSS) under dets varme deformationsadfærd.anden side.Selvom røntgenfotoelektronmikroskopi viste relativt ensartet dækning af det naturlige Cr2O3-lag, viste koldvalsede 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 rustfri stålkorrosion og forventes at hjælpe med at bekæmpe korrosion af lignende højlegerede metaller.
Siden opfindelsen af ​​rustfrit stål er korrosionsbestandigheden af ​​ferrochromlegeringer blevet tilskrevet chrom, som danner et stærkt oxid/oxyhydroxid, der udviser passiverende adfærd i de fleste miljøer.Sammenlignet med konventionelt (austenitisk og ferritisk) rustfrit stål har super duplex rustfrit stål (SDSS) med bedre korrosionsbestandighed overlegne mekaniske egenskaber1,2,3.Øget mekanisk styrke giver mulighed for lettere og mere kompakte designs.I modsætning hertil har den økonomiske SDSS høj modstandsdygtighed over for grubetæring og sprækkekorrosion, hvilket resulterer i en længere levetid og bredere anvendelser inden for forureningskontrol, kemikaliebeholdere og offshore olie- og gasindustrien4.Imidlertid hindrer det snævre område af varmebehandlingstemperaturer og dårlig formbarhed dens brede praktiske anvendelse.Derfor er SDSS blevet ændret for at forbedre ovenstående egenskaber.For eksempel blev Ce-modifikation og høje tilsætninger af N 6, 7, 8 introduceret i 2507 SDSS (Ce-2507).En passende koncentration på 0,08 vægt% sjældne jordarters grundstof (Ce) har en gavnlig effekt på de mekaniske egenskaber af DSS, da det forbedrer kornforfining og korngrænsestyrke.Slid- og korrosionsbestandighed, trækstyrke og flydespænding og varmbearbejdelighed er også blevet forbedret9.Store mængder nitrogen kan erstatte dyrt nikkelindhold, hvilket gør SDSS mere omkostningseffektiv10.
For nylig er SDSS blevet plastisk deformeret ved forskellige temperaturer (lav temperatur, kold og varm) for at opnå fremragende mekaniske egenskaber6,7,8.Men SDSS's fremragende korrosionsbestandighed skyldes tilstedeværelsen af ​​en tynd oxidfilm på overfladen, som påvirkes af mange faktorer, såsom tilstedeværelsen af ​​mange faser med forskellige korngrænser, uønskede bundfald og forskellige reaktioner.den interne inhomogene mikrostruktur af forskellige austenitiske og ferritiske faser er deformeret 7 .Derfor er undersøgelsen af ​​mikrodomæneegenskaberne af sådanne film på niveau med den elektroniske struktur af afgørende betydning for forståelsen af ​​SDSS-korrosion og kræver komplekse eksperimentelle teknikker.Indtil nu har overfladefølsomme metoder som Auger-elektronspektroskopi11 og røntgenfotoelektronspektroskopi12,13,14,15 samt det hårde røntgenfotoelektron-fotoelektronsystem skelnet, men ofte undlader at adskille, de kemiske tilstande af det samme grundstof på forskellige punkter i rummet på nanoskalaen.Adskillige nyere undersøgelser har knyttet lokal oxidation af krom til den observerede korrosionsadfærd af 17 austenitiske rustfrie stål, 18 martensitiske rustfrie stål og SDSS 19, 20. Disse undersøgelser har dog hovedsageligt fokuseret på effekten af ​​Cr heterogenitet (f.eks. Cr3+ oxidationstilstand) på korrosionsbestandighed.Lateral heterogenitet i grundstoffernes oxidationstilstande kan være forårsaget af forskellige forbindelser med de samme grundstoffer, såsom jernoxider.Disse forbindelser arver en termomekanisk bearbejdet lille størrelse tæt ved siden af ​​hinanden, men adskiller sig i sammensætning og oxidationstilstand16,21.Derfor kræver afsløring af ødelæggelsen af ​​oxidfilm og derefter pitting en forståelse af overfladeinhomogenitet på mikroskopisk niveau.På trods af disse krav mangler der stadig kvantitative vurderinger såsom lateral oxidationsheterogenitet, især af jern på nano/atomær skala, og deres betydning for korrosionsbestandighed forbliver uudforsket.Indtil for nylig blev den kemiske tilstand af forskellige grundstoffer, såsom Fe og Ca, kvantitativt beskrevet på stålprøver ved hjælp af blød røntgenfotoelektronmikroskopi (X-PEEM) i synkrotronstrålingsfaciliteter på nanoskala.Kombineret med kemisk følsomme røntgenabsorptionsspektroskopi (XAS) teknikker, muliggør X-PEEM XAS-måling med høj rumlig og spektral opløsning, hvilket giver kemisk information om grundstofsammensætningen 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 at forstå korrosionsadfærden af ​​Ce-2507.Den bruger K-betyder klynge kemometriske data24 til at kortlægge den globale kemiske sammensætning (heterogenitet) af de involverede elementer, med deres kemiske tilstande præsenteret i en statistisk repræsentation.I modsætning til konventionel korrosion forårsaget af nedbrydning af chromoxidfilm, tilskrives den nuværende dårlige passivering og dårlige korrosionsbestandighed lokaliserede Fe3+-rige nanoøer nær Fe/Cr-oxidlaget, hvilket kan være et angreb af det beskyttende oxid.Det danner en film på plads og forårsager korrosion.
Den korrosive opførsel af deformeret SDSS 2507 blev først evalueret ved hjælp af elektrokemiske målinger.På fig.Figur 1 viser Nyquist- og Bode-kurverne for udvalgte prøver i sure (pH = 1) vandige opløsninger af FeCl3 ved stuetemperatur.Den valgte elektrolyt virker som et stærkt oxidationsmiddel, der karakteriserer passiveringsfilmens tendens til at nedbrydes.Selvom materialet ikke undergik stabil stuetemperatur-gruber, gav disse analyser indsigt i potentielle fejlhændelser og post-korrosionsprocesser.Det ækvivalente kredsløb (fig. 1d) blev brugt til at tilpasse elektrokemisk impedansspektroskopi (EIS) spektre, og de tilsvarende tilpasningsresultater er vist i tabel 1. Der fremkom ufuldstændige halvcirkler ved testning af de opløsningsbehandlede og varmtbearbejdede prøver, mens de tilsvarende komprimerede halvcirkler blev koldvalsede (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 varmtbearbejdet 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, c Bode-impedans- og fasediagrammer, og 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 ubelastet potentiale.
Førsteordenskonstanter er vist i Bode-diagrammet, og højfrekvensplateauet repræsenterer elektrolytmodstanden RS26.Når frekvensen falder, stiger impedansen, og der findes en negativ fasevinkel, hvilket indikerer kapacitansdominans.Fasevinklen stiger, bevarer sin maksimale værdi i et relativt bredt frekvensområde og falder derefter (fig. 1c).Men i alle tre tilfælde er denne maksimale værdi stadig mindre end 90°, hvilket indikerer en ikke-ideel kapacitiv adfærd på grund af kapacitiv spredning.QCPE konstantfaseelementet (CPE) bruges således til at repræsentere grænsefladekapacitansfordelingen afledt af overfladeruhed eller inhomogenitet, især hvad angår atomskala, fraktal geometri, elektrodeporøsitet, uensartet potentiale og overfladeafhængig strømfordeling.Elektrodegeometri31,32.CPE impedans:
hvor j er det imaginære tal og ω er vinkelfrekvensen.QCPE er en frekvensuafhængig konstant proportional med det aktive åbne område af elektrolytten.n er et dimensionsløst effekttal, der beskriver afvigelsen fra den ideelle kapacitive opførsel af en kondensator, 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 den ikke-ideelle kapacitive opførsel af overfladen efter polarisationstestning.QCPE af koldvalset SDSS er meget højere end tilsvarende produkter, hvilket betyder, at overfladekvaliteten er mindre ensartet.
I overensstemmelse med de fleste korrosionsbestandighedsegenskaber af rustfrit stål resulterer det relativt høje Cr-indhold i SDSS generelt i overlegen korrosionsbestandighed af SDSS på grund af tilstedeværelsen af ​​en passiv beskyttende oxidfilm på overfladen17.Denne passiverende film er sædvanligvis rig på Cr3+-oxider og/eller -hydroxider, der hovedsageligt integrerer Fe2+, Fe3+-oxider og/eller (oxy)hydroxider 33 .På trods af den samme overfladeensartethed, passiverende oxidlag og ingen synlige skader på overfladen, som bestemt ved mikroskopiske billeder,6,7 er korrosionsadfærden af ​​varmbearbejdet og koldvalset SDSS forskellig og kræver derfor en dybdegående undersøgelse af deformationsmikrostrukturen og de strukturelle karakteristika for stål.
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 de supplerende oplysninger.Selvom de stort set svarer til hovedfasens type, findes forskelle i fasevolumenfraktioner, som er anført i Supplerende Tabel 1. Disse forskelle kan være forbundet med inhomogene fasefraktioner ved overfladen, samt volumetriske fasefraktioner udført i forskellige dybder.påvisning ved røntgendiffraktion.(XRD) med forskellige energikilder af 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 nøjagtige 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 karakter, hvilket indikerer korn i mikronstørrelse, mens de glatte ringe observeret i de koldvalsede prøver (Supplerende Fig. 3) indikerer betydelig kornforfining til nanoskala i tidligere arbejde6, hvilket burde bidrage til filmpassivering.dannelse og forøgelse af korrosionsbestandighed.Højere dislokationstæthed er normalt forbundet med lavere modstand mod pitting, hvilket stemmer godt overens med elektrokemiske målinger.
Ændringer i de kemiske tilstande af mikrodomæner af elementære elementer er blevet systematisk undersøgt ved hjælp af X-PEEM.På trods af overfloden 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 øger passiveringen og afbalancerer den ferrit-austenitiske fasestruktur og formålet med Ce-modifikation.Ved at justere energien af ​​synkrotronstrålingen blev RAS belagt fra overfladen med hovedtrækkene Cr (kant L2.3), Fe (kant L2.3), Ni (kant L2.3) og Ce (kant M4.5).varmformning og koldvalsning Ce-2507 SDSS.Passende dataanalyse blev udført ved at inkorporere energikalibrering med offentliggjorte data (f.eks. XAS 40, 41 på Fe L2, 3 kanter).
På fig.Figur 2 viser X-PEEM-billeder af varmbearbejdede (fig. 2a) og koldvalsede (fig. 2d) Ce-2507 SDSS og tilsvarende XAS-kanter af Cr og Fe L2,3 på individuelt markerede steder.L2,3-kanten af ​​XAS sonderer de ubesatte 3d-tilstande efter elektronfotoexcitation ved spin-orbit-opdelingsniveauerne 2p3/2 (L3-kant) og 2p1/2 (L2-kant).Information om valenstilstanden af ​​Cr blev opnået fra XAS ved L2,3-kanten i fig. 2b, f.eks.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), hvilket reflekterer 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 brug af et krystalfelt på 2,0 eV44.Begge overflader af varmbearbejdet 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 ved 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.Til X-PEEM-billeder skal du bruge en termisk palette til at forbedre billedlæsbarheden, hvor farver fra blå til rød er proportionale med intensiteten af ​​røntgenabsorption (fra lav til høj).
Uanset det kemiske miljø af disse metalliske elementer forblev den kemiske tilstand af tilsætningen af ​​Ni- og Ce-legeringselementer for begge prøver uændret.Yderligere tegning.Figur 5-9 viser X-PEEM-billeder og tilsvarende XAS-spektre for Ni og Ce på forskellige positioner på overfladen af ​​varmtbearbejdede og koldvalsede prøver.Ni XAS viser oxidationstilstandene for Ni2+ over hele den målte overflade af varmtbearbejdede og koldvalsede prøver (Supplerende diskussion).Det skal bemærkes, at i tilfælde af varmbearbejdede prøver blev XAS-signalet for Ce ikke observeret, mens spektret af Ce3+ blev observeret i tilfælde af koldvalsede prøver.Observation af Ce-pletter i koldvalsede prøver viste, at Ce hovedsageligt forekommer i form af bundfald.
I den termisk deformerede SDSS blev der ikke observeret nogen lokal strukturel ændring i XAS ved Fe L2,3-kanten (fig. 2c).Fe-matricen ændrer imidlertid mikroregionalt sin kemiske tilstand ved syv tilfældigt udvalgte punkter af det koldvalsede SDSS, som vist i fig. 2f.For at få en nøjagtig idé om ændringerne i Fes tilstand på de udvalgte steder i fig. 2f blev der desuden udført lokale overfladeundersøgelser (fig. 3 og supplerende fig. 10), hvor mindre cirkulære områder blev udvalgt.XAS-spektrene for Fe L2,3-kanten af ​​α-Fe2O3-systemer og Fe2+ oktaedriske oxider blev modelleret ved multiple krystalfeltberegninger ved brug 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+ & Fe3+,47 og FeO45 som 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+ & 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 er repræsenteret ved Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]fx O4-spinel med ledige stillinger i f.eks. stillinger.Derfor har Fe3+ ionerne i γ-Fe2O3 både Td og Oh positioner.Som nævnt i et tidligere papir45, 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 egenskab, der vides at have en svagere (stærkere) L3-kant for Fe, en mindre (større) ledig tilstand t2g.Det gælder Fe2+ (Fe3+), som viser, at det første træk ved stigningen indikerer en stigning i indholdet af Fe2+47.Disse resultater viser, at sameksistensen af ​​Fe2+ og y-Fe2O3, α-Fe2O3 og/eller Fe3O4 dominerer på den koldvalsede overflade af kompositterne.
Forstørrede termiske fotoelektronbilleder 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 fig.2d.
De opnåede eksperimentelle data (Fig. 4a og Supplerende Fig. 11) plottes og sammenlignes 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).Specielt 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 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 prøven under undersøgelse: (1) spektralkarakteristika 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.
a Simulerede XAS-spektre af Fe med observerede tre forskellige eksperimentelle data (optrukne linjer XAS-1, XAS-2 og XAS-3 svarer til 2-a, 2-b og E-3 i Fig. 2 og 3) Sammenligning, Octahedrons Fe2+, Fe3+ med krystalfeltværdier på 1,05 eV, X, eV og 1 hhv. XAS-2, XAS-3) og de tilsvarende optimerede LCF-data (solid sort linje), og også i form af XAS-3 spektre med Fe3O4 (blandet tilstand af Fe) og Fe2O3 (ren Fe3+) standarder.
En lineær kombinationspasning (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 viser den højeste kontrast, nemlig XAS-1, XAS-2 og XAS-3, som vist i fig. 4b-d.For LCF-fittings blev der i alle tilfælde taget højde for 10% Fe0 på grund af, at vi observerede en lille afsats i alle data, og også på grund af, at metallisk jern er hovedbestanddelen af ​​stål. Faktisk er prøvedybden af ​​X-PEEM for Fe (~6 nm)49 større end den estimerede oxidationslagtykkelse (lidt > 4 nm), hvilket tillader 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 tillader detektion af signal fra jernmatrixen (Fe0) under passiveringslaget. Действительно, пробная глубина X-PEEM for Fe (~ 6 нм)49 mere, чем предполагаемая толщина слоя окисления (нет 4 нм), обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Faktisk er probe X-PEEM dybden for Fe (~6 nm)49 større end den formodede 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漈镥讁臁臉入杒化层下方的铁基体（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 掚度 略 倣m 杣 略 煥> 4自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 号 信号 信号信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM mere, чем предполагаемая толщина омногосина > 4 måneder ок ), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Faktisk er detektionsdybden af ​​Fe (~6 nm) 49 af X-PEEM større end den forventede tykkelse af oxidlaget (lidt > 4 nm), hvilket tillader detektion af signalet fra jernmatrixen (Fe0) under passiveringslaget. .Forskellige kombinationer af Fe2+ og Fe3+ blev udført for at finde den bedst mulige løsning til de observerede forsøgsdata.På fig.4b viser XAS-1-spektret for kombinationen af ​​Fe2+ og Fe3+, hvor andele af Fe2+ og Fe3+ var ens med ca. 45%, hvilket indikerer blandede oxidationstilstande af Fe.Mens for XAS-2-spektret bliver procentdelen af ​​Fe2+ og Fe3+ henholdsvis ~30% og 60%.Fe2+ ​​er mindre end Fe3+.Forholdet mellem Fe2+ og Fe3, lig med 1:2, betyder, at Fe3O4 kan dannes ved samme forhold mellem Fe-ioner.For XAS-3-spektret bliver procentdelen af ​​Fe2+ og Fe3+ desuden ~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 imidlertid, at spektret af XAS-3 er tæt på, men ikke falder sammen med spektret af γ-Fe2O3.Sammenlignet med bulk y-Fe2O3 har Fe 2p XAS-toppen af ​​A SDSS en lidt højere intensitet (fig. 4e), hvilket indikerer en højere intensitet af Fe2+.Selvom spektret af XAS-3 ligner det for γ-Fe2O3, hvor Fe3+ er til stede ved Oh- og Td-positionerne, forbliver identifikationen af ​​forskellige valenstilstande og koordination kun langs L2,3-kanten eller L2/L3-intensitetsforholdet genstand for igangværende forskning.diskussion på grund af kompleksiteten af ​​de forskellige faktorer, der påvirker det endelige spektrum41.
Ud over de spektrale forskelle i den kemiske tilstand af de udvalgte områder af interesse 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-betyder klyngemetoden.Cr L-kantprofilerne danner to rumligt fordelte optimale klynger i de varmtbearbejdede og koldvalsede prøver vist i fig.5. Det er klart, at ingen lokale strukturelle ændringer opfattes som ens, da de to tyngdepunkter i XAS Cr-spektrene er sammenlignelige.Disse spektralformer af de to klynger er næsten identiske med dem, der svarer til Cr2O342, hvilket betyder, at Cr2O3-lagene er relativt jævnt fordelt på SDSS.
Cr L K betyder kantregionklynger, og b er de tilsvarende XAS-centroider.Resultater af K-betyder X-PEEM-sammenligning af koldvalsede SDSS: c Cr L2.3 kantregion af K-betyder klynger og d tilsvarende XAS centroider.
For at illustrere mere komplekse FeL-kantkort blev fire og fem optimerede klynger og deres tilhørende centroider (spektrale profiler) brugt til henholdsvis varmtbearbejdede og koldvalsede prøver.Derfor kan procentdelen (%) af Fe2+ og Fe3+ opnås ved at tilpasse LCF vist i Fig.4.Pseudoelektrodepotentialet Epseudo som funktion af Fe0 blev brugt til at afsløre den mikrokemiske inhomogenitet af overfladeoxidfilmen.Epseudo er groft estimeret 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.Regioner 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 ca. 0,119 V (fig. 6a, b).Denne potentialfordeling er tæt forbundet med overfladetopografien (fig. 6a).Ingen andre positionsafhængige ændringer i det underliggende laminære indre blev observeret (fig. 6b).Tværtimod, for forbindelsen af ​​uens oxider med forskellige indhold af Fe2+ og Fe3+ i koldvalset SDSS, kan man observere en uensartet karakter af pseudopotentialet (fig. 6c, d).Fe3+ oxider og/eller (oxy)hydroxider er hovedbestanddelene af rust i stål og er permeable for ilt og vand50.I dette tilfælde anses de øer, der er rige på Fe3+, for at være lokalt fordelt og kan betragtes som tærede områder.Samtidig kan gradienten i potentialfeltet, snarere end potentialets absolutte værdi, bruges som en indikator for lokalisering 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 nedbrydning af oxidfilm og korrosionsreaktioner, hvilket tillader den underliggende metalmatrix at fortsætte med at korrodere, hvilket resulterer i intern heterogenitet.egenskaber og reducerer det passiverende lags beskyttende egenskaber.
K-betyder klynger og tilsvarende XAS-centroider i Fe L2.3-kantområdet af varmdeformeret X-PEEM ac og df af koldvalset SDSS.a, d K-betyder klyngeplot overlejret på X-PEEM-billeder.Det beregnede pseudoelektrodepotentiale (Epseudo) er nævnt sammen med K-middel-klyngeplot.Lysstyrken af ​​X-PEEM-billedet er ligesom farven i fig. 2 proportional med røntgenabsorptionsintensiteten.
Relativt ensartet Cr, men forskellig kemisk tilstand af Fe fører til forskellige oxidfilmskader og korrosionsmønstre i varmbearbejdet og koldvalset Ce-2507.Denne egenskab ved koldvalsede 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)), som forstærker Fe2+-signalet i Fe L-kant XAS.Langvarig udsættelse for luft kan resultere i dannelse af Fe3O4- og/eller Fe2O3-oxider efter Fe(OH)252,53.To stabile former af 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 observationen 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 nederste 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, på trods af det ensartede lag af Cr2O3 i dette arbejde, observeres lav korrosionsbestandighed i dette tilfælde, især for koldvalsede prøver.Den observerede adfærd kan forstås som heterogeniteten af ​​den kemiske oxidationstilstand i det øvre lag (Fe), hvilket påvirker korrosionsevnen.På grund af den samme støkiometri af det øvre lag (jernoxid) og det nederste lag (chromoxid)52,53 fører bedre interaktion (adhæsion) mellem dem til langsom transport af metal- eller oxygenioner i gitteret, hvilket igen fører til en stigning i korrosionsbestandigheden.Derfor er et kontinuerligt støkiometrisk forhold, dvs. én oxidationstilstand af Fe, at foretrække frem for pludselige støkiometriske ændringer.Det varmedeformerede SDSS har en mere ensartet overflade, et tættere beskyttende lag og bedre korrosionsbestandighed.Hvorimod for koldvalset SDSS, tilstedeværelsen af ​​Fe3+-rige øer under det beskyttende lag krænker 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 hovedsageligt påvirker korrosionsbestandigheden, hvilket er et gennembrud i dette arbejde.Således præsenterer denne undersøgelse spektroskopiske mikroskopiske billeder af reduktionen i korrosionsbestandighed af SDSS-prøver studeret ved plastisk deformationsmetode.
Derudover, selvom sjældne jordarters legeringer i tofaset stål viser bedre ydeevne, forbliver interaktionen af ​​dette additivelement med den individuelle stålmatrix med hensyn til korrosionsadfærd ifølge spektroskopisk mikroskopi uhåndgribelig.Forekomsten af ​​Ce-signaler (via XAS M-kanter) vises kun nogle 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 væsentligt forbedrer de mekaniske egenskaber af SDSS6,7, reducerer tilstedeværelsen af ​​sjældne jordarters elementer størrelsen af ​​indeslutningerne og menes at hæmme pitting i den oprindelige region54.
Som konklusion afslører dette arbejde effekten af ​​overfladeheterogenitet på korrosion af 2507 SDSS modificeret med cerium ved at kvantificere det kemiske indhold af komponenter i nanoskala.Vi besvarer spørgsmålet, hvorfor rustfrit stål korroderer selv under et beskyttende oxidlag ved at kvantificere dets mikrostruktur, overfladekemi og signalbehandling ved hjælp af K-betyder clustering.Det er blevet fastslået, at øer, der er rige på Fe3+, inklusive deres oktaedriske og tetraedriske koordination langs hele træk ved blandet Fe2+/Fe3+, er kilden til beskadigelse og korrosion af den koldvalsede oxidfilm SDSS.Nanoøer domineret af Fe3+ fører til dårlig korrosionsbestandighed selv i tilstedeværelsen af ​​et tilstrækkeligt støkiometrisk Cr2O3-passiverende lag.Ud over metodiske fremskridt med hensyn til at bestemme effekten af ​​kemisk heterogenitet i nanoskala på korrosion, forventes det igangværende arbejde at inspirere ingeniørprocesser til at forbedre korrosionsbestandigheden af ​​rustfrit stål under stålfremstilling.
For at forberede Ce-2507 SDSS-barren, der blev brugt i denne undersøgelse, blev en blandet sammensætning inklusive Fe-Ce-mesterlegering forseglet med et rent jernrør smeltet i en 150 kg mellemfrekvensinduktionsovn for at fremstille smeltet stål og hældt i en form.De målte kemiske sammensætninger (vægt%) er anført i supplerende tabel 2. Ingots varmesmedes først til blokke.Derefter blev det udglødet ved 1050°C i 60 minutter for at opnå stål i tilstanden af ​​en fast opløsning og derefter bratkølet i vand til stuetemperatur.De undersøgte prøver blev undersøgt i detaljer ved hjælp af TEM og DOE til at studere faser, kornstørrelse og morfologi.Mere detaljerede oplysninger om prøver og produktionsprocessen kan findes i andre kilder6,7.
Cylindriske prøver (φ10 mm × 15 mm) til varm kompression blev behandlet, således at cylinderens akse var parallel med blokkens deformationsretning.Højtemperaturkompression blev udført ved forskellige temperaturer i området 1000-1150°C under anvendelse af en Gleeble-3800 termisk simulator ved en konstant belastningshastighed 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 deformationsværdi 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 særlige undersøgelse valgte vi en prøve med en varm belastningstilstand 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 brugt i en LG-300 trefaset asynkron tovalsemølle med de bedste mekaniske egenskaber blandt alle andre deformationsniveauer6.Deformationshastigheden og tykkelsesreduktionen for hver vej er henholdsvis 0,2 m·s-1 og 5%.
En Autolab PGSTAT128N elektrokemisk arbejdsstation blev brugt til SDSS elektrokemiske målinger efter koldvalsning til en 90% reduktion i tykkelse (1,0 ækvivalent sand belastning) og efter varmpresning ved 1050°C i 10 s-1 til en sand belastning på 0,7.Arbejdsstationen har en tre-elektrodecelle med en mættet calomel-elektrode som referenceelektrode, en grafitmodelektrode og en SDSS-prøve som arbejdselektrode.Prøverne blev skåret i cylindre med en diameter på 11,3 mm, på siderne af hvilke kobbertråde blev loddet.Prøverne blev derefter fikseret med epoxy, hvilket efterlod et 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, bruges til at fremskynde korrosionen af ​​rustfrit stål55, fordi det er ætsende i nærværelse af chloridioner med en stærk oxidationsevne og lav pH Miljøstandarder G48 og A923.Nedsænk prøven i testopløsningen i 1 time for at nå næsten stabil tilstand, før der foretages målinger.For 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 1 105 til 0,1 Hz med en amplitude på 5 mV.Alle kemiske test blev gentaget mindst 3 gange under de samme betingelser for at sikre data reproducerbarhed.
Til HE-SXRD målinger blev rektangulære duplex stålblokke målt 1 × 1 × 1,5 mm3 målt for at kvantificere strålefasesammensætningen af ​​en Brockhouse højenergi wiggler ved CLS, Canada56.Dataindsamlingen er 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 Cu Kα (8 keV), der almindeligvis anvendes som laboratorierøntgenkilde.Prøven blev placeret i en afstand af 740 mm fra detektoren.Detektionsvolumenet af hver prøve er 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, som bestemmes af strålestørrelsen og prøvetykkelsen.Alle data blev indsamlet ved hjælp af en Perkin Elmer områdedetektor, fladskærms røntgendetektor, 200 µm pixels, 40×40 cm2 ved brug af 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).Prøver blev fremstillet på samme måde som til elektrokemiske målinger.De forberedte prøver blev holdt i luften i flere dage og afgasset i et ultrahøjt vakuumkammer, før de blev bestrålet med synkrotronfotoner.Energiforopløsningen af ​​strålelinjen blev opnået ved at måle ionudbyttetspektret i excitationsregionen fra n 1 s til 1 \ (\ pi _g^ \ ast \) nær HV = 401 eV i N2 med afhængigheden af ​​fotonenergien på E3/2, 57. Tilnærmelsesspektre gav ΔE (bredde af spektrallinjen) på 0,3 EV i målet energi. Derfor blev beamline-energiopløsningen 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-linje mm−1-gitter til Fe 2p L2,32-kanten, Cp L2,32-kanten, Cp L2,32-kanten, Mp L2,32-kanten 4,5 kant. Derfor blev beamline-energiopløsningen 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-line mm−1 gitter til Fe 2p L2.32 kant, C. L2.32 kant og C. L2.32 kant. 4,5 kant. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ/0,3 эВ В ∈1с/2000ки > 20000ки использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, Cr кромка 2p L2,3, 3кро кро, 3 кро, 2 кро, 3, 2 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 anvendelse af en modificeret SX-700 monokromator med et Si-gitter på 1200 linjer/mm for Fe kant 2p L2 ,2p2 kant 2p L2,232 kant, C, L2,232,Cr2,Cr2,23,232,Cr. 4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0.3 eV > 2000 和通量≈扈1012估 ph/s＿10蔚i 0.2艚i 0.2艚i mm-1.因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 扈1012 PH/S 带 ， 0 1012 PH/S ， 0 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 蘼 2p L2.3 徒Ce M4.5 边缘.Således ved brug af 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.Billedernes eksponeringstid var 0,2 s, i gennemsnit 16 billeder.Fotoelektronens billedenergi er valgt på en sådan måde, at den giver det maksimale sekundære elektronsignal.Alle målinger blev udført ved normal indfald under anvendelse af en lineært polariseret fotonstråle.Mere information om målinger kan findes i en tidligere undersøgelse.Efter at have studeret den totale elektronudbytte (TEY) detektionstilstand og dens anvendelse i X-PEEM49, estimeres forsøgsdybden af ​​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 opsamlet ved kanten af ​​Fe L 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 opsamles af analysatoren.I dette tilfælde skyldes Fe0-signalet hovedsageligt LVV Auger-elektroner såvel som sekundære elektroner udsendt af dem.Derudover henfalder TEY-intensiteten, som disse elektroner bidrager med, under elektronudslipsvejen, hvilket yderligere reducerer Fe0-spektralresponset i jern-XAS-kortet.
Integrering af datamining i en datakube (X-PEEM-data) er et nøgletrin i at udtrække relevant information (kemiske eller fysiske egenskaber) i en flerdimensionel tilgang.K-betyder klyngedannelse er meget udbredt inden for flere områder, herunder maskinsyn, billedbehandling, uovervåget mønstergenkendelse, kunstig intelligens og klassifikationsanalyse.For eksempel har K-betyder clustering klaret sig godt ved clustering af hyperspektrale billeddata.For multifunktionsdata kan K-middel-algoritmen i princippet nemt gruppere dem baseret på information om deres attributter (fotonenergiegenskaber).K-betyder klynge 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 stålmikrostruktursammensætningen.K-betydningsalgoritmen inkluderer to trin: i det første trin beregnes K tyngdepunkter, og i det andet trin tildeles hvert punkt en klynge med tilstødende tyngdepunkter.Tyngdepunktet for en klynge er defineret som det aritmetiske gennemsnit af datapunkterne (XAS-spektrum) for den 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 tyngdepunktet for klyngen;dette billede kan derefter segmenteres (grupperes) i K-klynger ved hjælp af K-means63.De sidste trin i K-betyder klyngealgoritmen er:
Trin 2. Beregn medlemskabet af alle pixels i henhold til det aktuelle tyngdepunkt.For eksempel beregnes det ud fra den euklidiske afstand d mellem midten og hver pixel:
Trin 3 Tildel hver pixel til det nærmeste tyngdepunkt.Genberegn derefter K-centroidepositionerne som følger:
Trin 4. Gentag processen (ligning (7) og (8)), indtil tyngdepunkterne konvergerer.De endelige klyngekvalitetsresultater er stærkt korreleret med det bedste valg af indledende centroider.For PEEM-datastrukturen for stålbilleder er X (x × y × λ) typisk en terning af 3D-array-data, mens x- og y-akserne repræsenterer rumlig information (pixelopløsning), og λ-aksen svarer til en foton.energispektralt billede.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 funktioner og udtrække de bedste centroider (XAS-spektralprofiler) for hver analyt.klynge).Det bruges til at studere rumlig fordeling, lokale spektrale ændringer, oxidationsadfærd og kemiske tilstande.For eksempel blev K-betyder klyngealgoritmen brugt til Fe L-kant og Cr L-kant regioner i varmbearbejdet og koldvalset X-PEEM.Forskellige antal K-klynger (regioner med mikrostruktur) blev testet for at finde de optimale klynger og tyngdepunkter.Når disse tal vises, bliver pixels omtildelt til de tilsvarende klyngecentroider.Hver farvefordeling svarer til midten af ​​klyngen og viser det rumlige arrangement 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 svejst duplex rustfrit stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Brudsejhed af et svejst 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 svejste duplex rustfrit stål.Britannia.Brøkdel.pels.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 nogle 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 af organiske syrer og organiske syrer/klorider.konserveringsmiddel.Materials Methods 57, 107-117 (2010).
Barrera, S. et al.Korrosionsoxidativ adfærd af Fe-Al-Mn-C duplekslegeringer.Materialer 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Ny generation af super duplex stål til udstyrsgas- og olieproduktion. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Ny generation af super duplex stål til udstyrsgas- og olieproduktion.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Ny generation af super duplex stål til olie- og gasproduktionsudstyr.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Ny generation af super duplex stål til gas- og olieproduktionsudstyr.Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Undersøgelse af varmedeformationsadfærd af duplex rustfrit stålkvalitet 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Undersøgelse af varmedeformationsadfærd af duplex rustfrit stålkvalitet 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. En undersøgelse af varm deformationsadfærd 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 den varme deformationsadfærd 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 mekaniske egenskaber af cerium-modificeret super-duplex SAF 2507 rustfrit stål.Alma Mater.videnskaben.Britannia.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al.Strukturelle og mekaniske egenskaber induceret af termisk deformation af cerium-modificeret super-duplex SAF 2507 rustfrit stål.J. Alma mater.opbevaringstank.teknologi.9, 8379-8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effekt af sjældne jordarters grundstoffer på højtemperaturoxidationsadfærd af austenitisk stål. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effekt af sjældne jordarters grundstoffer på højtemperaturoxidationsadfærd af austenitisk stål.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. og Zheng K. Indflydelse af sjældne jordarters elementer på austenitisk ståls opførsel under højtemperaturoxidation. 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. Effekter af Ce på mikrostrukturen og egenskaberne af 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritisk rustfrit stål. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekter 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 super-stål 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.Jern tegn.Steelmak 47, 67–76 (2020).