Σας ευχαριστούμε που επισκεφθήκατε το Nature.com. Χρησιμοποιείτε μια έκδοση προγράμματος περιήγησης με περιορισμένη υποστήριξη CSS. Για την καλύτερη δυνατή εμπειρία, συνιστούμε να χρησιμοποιήσετε ένα ενημερωμένο πρόγραμμα περιήγησης (ή να απενεργοποιήσετε τη Λειτουργία συμβατότητας στον Internet Explorer). Επιπλέον, για να διασφαλίσουμε τη συνεχή υποστήριξη, εμφανίζουμε τον ιστότοπο χωρίς στυλ και JavaScript.
Εμφανίζει ένα καρουζέλ τριών διαφανειών ταυτόχρονα. Χρησιμοποιήστε τα κουμπιά Προηγούμενο και Επόμενο για να μετακινηθείτε σε τρεις διαφάνειες κάθε φορά ή χρησιμοποιήστε τα κουμπιά ρυθμιστικού στο τέλος για να μετακινηθείτε σε τρεις διαφάνειες κάθε φορά.
Ο ευρέως χρησιμοποιούμενος ανοξείδωτος χάλυβας και οι σφυρήλατες εκδοχές του είναι ανθεκτικοί στη διάβρωση σε συνθήκες περιβάλλοντος λόγω του στρώματος παθητικοποίησης που αποτελείται από οξείδιο του χρωμίου. Η διάβρωση και η διάβρωση του χάλυβα συνήθως συνδέονται με την καταστροφή αυτών των στρωμάτων, αλλά σπάνια με την εμφάνιση επιφανειακών ανομοιογενειών, ανάλογα με το μικροσκοπικό επίπεδο. Σε αυτή την εργασία, η ετερογένεια της χημικής επιφάνειας σε νανοκλίμακα, που ανιχνεύεται με φασματοσκοπική μικροσκοπία και χημειομετρική ανάλυση, κυριαρχεί απροσδόκητα στη θραύση και τη διάβρωση του ψυχρής έλασης τροποποιημένου με δημήτριο υπερδιπλού ανοξείδωτου χάλυβα 2507 (SDSS) κατά τη διάρκεια της θερμής παραμόρφωσής του. Αν και η φωτοηλεκτρονική μικροσκοπία ακτίνων Χ έδειξε σχετικά ομοιόμορφη κάλυψη του φυσικού στρώματος Cr2O3, η απόδοση παθητικοποίησης του ψυχρής έλασης SDSS ήταν κακή λόγω της τοπικής κατανομής νανονησίδων πλούσιων σε Fe3+ στο στρώμα οξειδίου Fe/Cr. Αυτή η γνώση σε ατομική κλίμακα παρέχει μια εις βάθος κατανόηση της διάβρωσης από ανοξείδωτο χάλυβα και αναμένεται να βοηθήσει στην καταπολέμηση της διάβρωσης παρόμοιων μετάλλων υψηλής περιεκτικότητας σε κράματα.
Από την εφεύρεση του ανοξείδωτου χάλυβα, οι αντιδιαβρωτικές ιδιότητες του σιδηροχρωμίου έχουν αποδοθεί στο χρώμιο, το οποίο σχηματίζει ισχυρά οξείδια/οξυυδροξειδία και παρουσιάζει παθητικοποιητική συμπεριφορά στα περισσότερα περιβάλλοντα. Σε σύγκριση με τους συμβατικούς (ωστενιτικούς και φερριτικούς) ανοξείδωτους χάλυβες 1, 2, 3, οι υπερδιπλοί ανοξείδωτοι χάλυβες (SDSS) έχουν καλύτερη αντοχή στη διάβρωση και εξαιρετικές μηχανικές ιδιότητες. Η αυξημένη μηχανική αντοχή επιτρέπει ελαφρύτερα και πιο συμπαγή σχέδια. Αντίθετα, το οικονομικό SDSS έχει υψηλή αντοχή στη διάβρωση με κοιλώματα και σχισμές, με αποτέλεσμα μεγαλύτερη διάρκεια ζωής, επεκτείνοντας έτσι την εφαρμογή του στον έλεγχο της ρύπανσης, σε δοχεία χημικών και στην υπεράκτια βιομηχανία πετρελαίου και φυσικού αερίου4. Ωστόσο, το στενό εύρος θερμοκρασιών θερμικής επεξεργασίας και η κακή διαμορφωσιμότητα εμποδίζουν την ευρεία πρακτική εφαρμογή τους. Επομένως, το SDSS τροποποιείται για να βελτιώσει την παραπάνω απόδοση. Για παράδειγμα, η τροποποίηση Ce εισήχθη στο SDSS 2507 (Ce-2507) με υψηλή περιεκτικότητα σε άζωτο6,7,8. Το στοιχείο των σπάνιων γαιών (Ce) σε κατάλληλη συγκέντρωση 0,08% κ.β. έχει ευεργετική επίδραση στις μηχανικές ιδιότητες του DSS, καθώς βελτιώνει την εκλέπτυνση των κόκκων και την αντοχή στα όρια των κόκκων. Βελτιώνονται επίσης η αντοχή στη φθορά και τη διάβρωση, η αντοχή σε εφελκυσμό και το όριο διαρροής, καθώς και η κατεργασία εν θερμώ9. Μεγάλες ποσότητες αζώτου μπορούν να αντικαταστήσουν την ακριβή περιεκτικότητα σε νικέλιο, καθιστώντας το SDSS πιο οικονομικό10.
Πρόσφατα, το SDSS έχει παραμορφωθεί πλαστικά σε διάφορες θερμοκρασίες (κρυογονικό, κρύο και ζεστό) για να επιτευχθούν εξαιρετικές μηχανικές ιδιότητες6,7,8. Ωστόσο, η εξαιρετική αντοχή στη διάβρωση του SDSS λόγω της παρουσίας μιας λεπτής μεμβράνης οξειδίου στην επιφάνεια επηρεάζεται από πολλούς παράγοντες, όπως η εγγενής ετερογένεια λόγω της παρουσίας ετερογενών φάσεων με διαφορετικά όρια κόκκων, ανεπιθύμητα ιζήματα και διαφορετικές παραμορφώσεις απόκρισης των ωστενιτικών και φερριτικών φάσεων7. Επομένως, η μελέτη των μικροσκοπικών ιδιοτήτων τέτοιων μεμβρανών μέχρι το επίπεδο της ηλεκτρονικής δομής καθίσταται κρίσιμη για την κατανόηση της διάβρωσης του SDSS και απαιτεί πολύπλοκες πειραματικές τεχνικές. Μέχρι στιγμής, μέθοδοι ευαίσθητες στην επιφάνεια, όπως η φασματοσκοπία ηλεκτρονίων Auger11 και η φασματοσκοπία φωτοηλεκτρονίων ακτίνων Χ12,13,14,15 και η σκληρή μικροσκοπία φωτοεκπομπής ακτίνων Χ (HAX-PEEM)16, έχουν γενικά αποτύχει να ανιχνεύσουν χημικές διαφορές στα επιφανειακά στρώματα. Αρκετές πρόσφατες μελέτες έχουν συσχετίσει την εντοπισμένη οξείδωση του χρωμίου με την παρατηρούμενη συμπεριφορά διάβρωσης των ωστενιτικών ανοξείδωτων χαλύβων17, μαρτενσιτικών χαλύβων18 και SDSS19,20. Ωστόσο, αυτές οι μελέτες έχουν επικεντρωθεί κυρίως στην επίδραση της ετερογένειας του Cr (π.χ., κατάσταση οξείδωσης Cr3+) στην αντοχή στη διάβρωση. Η πλευρική ετερογένεια στις καταστάσεις οξείδωσης των στοιχείων μπορεί να προκληθεί από διαφορετικές ενώσεις με τα ίδια συστατικά στοιχεία, όπως τα οξείδια του σιδήρου. Αυτές οι ενώσεις, οι οποίες έχουν κληρονομήσει ένα μικρό μέγεθος ως αποτέλεσμα της θερμομηχανικής επεξεργασίας, βρίσκονται σε κοντινή απόσταση μεταξύ τους, αλλά διαφέρουν ως προς τη σύνθεση και την κατάσταση οξείδωσης16,21. Επομένως, για την ανίχνευση ρωγμών σε μεμβράνες οξειδίου και την επακόλουθη δημιουργία κοιλοτήτων, είναι απαραίτητο να κατανοηθεί η ετερογένεια της επιφάνειας σε μικροσκοπικό επίπεδο. Παρά τις απαιτήσεις αυτές, οι ποσοτικές εκτιμήσεις όπως η πλευρική ετερογένεια στην οξείδωση, ειδικά για τον Fe σε νανο- και ατομική κλίμακα, εξακολουθούν να μην είναι επαρκείς και η συσχέτισή της με την αντοχή στη διάβρωση παραμένει ανεξερεύνητη. Μέχρι πρόσφατα, η χημική κατάσταση διαφόρων στοιχείων, όπως ο Fe και ο Ca22, σε δείγματα χάλυβα χαρακτηριζόταν ποσοτικά χρησιμοποιώντας φωτοηλεκτρονική μικροσκοπία ακτίνων Χ (X-PEEM) σε εγκαταστάσεις ακτινοβολίας σύγχροτρον νανοκλίμακας. Σε συνδυασμό με τη χημικά ευαίσθητη φασματοσκοπία απορρόφησης ακτίνων Χ (XAS), η X-PEEM επιτρέπει μετρήσεις XAS με υψηλή χωρική και φασματική ανάλυση, παρέχοντας χημικές πληροφορίες σχετικά με τη σύνθεση των στοιχείων και τη χημική τους κατάσταση με χωρική ανάλυση έως και είκοσι τρία νανόμετρα. Αυτή η φασματομικροσκοπική παρατήρηση της έναρξης διευκολύνει τις τοπικές χημικές παρατηρήσεις και μπορεί να καταδείξει χημικές αλλαγές στον χώρο του στρώματος σιδήρου που δεν είχαν διερευνηθεί προηγουμένως.
Αυτή η μελέτη επεκτείνει τα πλεονεκτήματα της PEEM στην ανίχνευση χημικών διαφορών σε νανοκλίμακα και παρουσιάζει μια διορατική μέθοδο ανάλυσης επιφάνειας σε ατομικό επίπεδο για την κατανόηση της συμπεριφοράς διάβρωσης του Ce-2507. Χρησιμοποιεί μια ομαδοποιημένη χημειομετρική προσέγγιση K-means24 για να χαρτογραφήσει την παγκόσμια χημική (ετερο)ομοιογένεια των εμπλεκόμενων στοιχείων, των οποίων οι χημικές καταστάσεις παρουσιάζονται σε στατιστική αναπαράσταση. Σε αντίθεση με τη διάβρωση που ξεκινά από την καταστροφή της μεμβράνης οξειδίου του χρωμίου στην παραδοσιακή περίπτωση, η λιγότερη παθητικοποίηση και η χαμηλότερη αντοχή στη διάβρωση αποδίδονται επί του παρόντος σε εντοπισμένες νανονησίδες πλούσιες σε Fe3+ κοντά στο στρώμα οξειδίου Fe/Cr, οι οποίες μπορεί να είναι προστατευτικές ιδιότητες. Το οξείδιο καταστρέφει τη διακεκομμένη μεμβράνη και προκαλεί διάβρωση.
Η διαβρωτική συμπεριφορά του παραμορφωμένου SDSS 2507 αξιολογήθηκε αρχικά χρησιμοποιώντας ηλεκτροχημικές μετρήσεις. Στο σχήμα 1, το Σχήμα 1 δείχνει τις καμπύλες Nyquist και Bode για επιλεγμένα δείγματα σε ένα όξινο (pH = 1) υδατικό διάλυμα FeCl3 σε θερμοκρασία δωματίου. Ο επιλεγμένος ηλεκτρολύτης δρα ως ισχυρός οξειδωτικός παράγοντας, χαρακτηρίζοντας την τάση της μεμβράνης παθητικοποίησης να διασπάται. Αν και το υλικό δεν υπέστη σταθερή διάβρωση σε θερμοκρασία δωματίου, η ανάλυση παρείχε πληροφορίες για πιθανά συμβάντα αστοχίας και επακόλουθη διάβρωση. Το ισοδύναμο κύκλωμα (Σχήμα 1δ) χρησιμοποιήθηκε για την προσαρμογή του φάσματος φασματοσκοπίας ηλεκτροχημικής σύνθετης αντίστασης (EIS) και τα αντίστοιχα αποτελέσματα προσαρμογής παρουσιάζονται στον Πίνακα 1. Ελλιπή ημικύκλια εμφανίζονται σε δείγματα που έχουν υποστεί επεξεργασία σε διάλυμα και σε θερμή κατεργασία, ενώ συμπιεσμένα ημικύκλια εμφανίζονται σε αντίστοιχα δείγματα ψυχρής έλασης (Σχήμα .1β). Στη φασματοσκοπία EIS, η ακτίνα του ημικυκλίου μπορεί να θεωρηθεί ως η αντίσταση πόλωσης (Rp)25,26. Η Rp του διαδρόμου που έχει υποστεί επεξεργασία με διάλυμα στον Πίνακα 1 είναι περίπου 135 kΩ cm–2, ωστόσο, οι τιμές του διαδρόμου που έχει υποστεί θερμή και ψυχρή έλαση είναι πολύ χαμηλότερες, 34,7 και 2,1 kΩ cm–2, αντίστοιχα. Αυτή η σημαντική μείωση της Rp δείχνει την αρνητική επίδραση της πλαστικής παραμόρφωσης στην παθητικοποίηση και την αντοχή στη διάβρωση, όπως φαίνεται σε προηγούμενες αναφορές27,28,29,30.
α Nyquist, β, γ Διαγράμματα σύνθετης αντίστασης και φάσης Bode, και δ αντίστοιχα μοντέλα ισοδύναμων κυκλωμάτων, όπου RS είναι η αντίσταση του ηλεκτρολύτη, Rp είναι η αντίσταση πόλωσης και QCPE είναι το οξείδιο του στοιχείου σταθερής φάσης που χρησιμοποιείται για την μοντελοποίηση της μη ιδανικής χωρητικότητας (n). Οι μετρήσεις EIS γίνονται σε δυναμικό ανοιχτού κυκλώματος.
Οι ταυτόχρονες σταθερές παρουσιάζονται στο διάγραμμα Bode, με ένα πλατό στην περιοχή υψηλών συχνοτήτων που αντιπροσωπεύει την αντίσταση του ηλεκτρολύτη RS26. Καθώς η συχνότητα μειώνεται, η σύνθετη αντίσταση αυξάνεται και παρατηρείται αρνητική γωνία φάσης, υποδεικνύοντας κυριαρχία χωρητικότητας. Η γωνία φάσης αυξάνεται, διατηρώντας ένα μέγιστο σε ένα σχετικά ευρύ φάσμα συχνοτήτων, και στη συνέχεια μειώνεται (Εικ. 1c). Ωστόσο, και στις τρεις περιπτώσεις, αυτό το μέγιστο εξακολουθεί να είναι μικρότερο από 90°, υποδεικνύοντας μη ιδανική χωρητική συμπεριφορά λόγω χωρητικής διασποράς. Έτσι, το στοιχείο σταθερής φάσης (CPE) QCPE χρησιμοποιείται για την αναπαράσταση των κατανομών διεπιφανειακής χωρητικότητας που προκύπτουν από την τραχύτητα ή την ανομοιογένεια της επιφάνειας, ειδικά σε ατομική κλίμακα, τη γεωμετρία φράκταλ, το πορώδες ηλεκτροδίων, το μη ομοιόμορφο δυναμικό και τη γεωμετρία με το σχήμα των ηλεκτροδίων31,32. Σύνθετη αντίσταση CPE:
όπου j είναι ο φανταστικός αριθμός και ω είναι η γωνιακή συχνότητα. Το QCPE είναι μια σταθερά ανεξάρτητη από τη συχνότητα, ανάλογη με την ενεργό ανοιχτή επιφάνεια του ηλεκτρολύτη. Το n είναι ένας αδιάστατος αριθμός ισχύος που περιγράφει την απόκλιση ενός πυκνωτή από την ιδανική χωρητικότητα, δηλαδή όσο πιο κοντά είναι το n στο 1, τόσο πιο κοντά είναι το CPE στην καθαρά χωρητική χωρητικότητα, ενώ αν το n είναι κοντά στο μηδέν, εμφανίζεται ωμικό. Μικρές αποκλίσεις του n, κοντά στο 1, υποδεικνύουν τη μη ιδανική χωρητική συμπεριφορά της επιφάνειας μετά από δοκιμές πόλωσης. Το QCPE των SDSS ψυχρής έλασης είναι σημαντικά υψηλότερο από τα αντίστοιχα, πράγμα που σημαίνει ότι η ποιότητα της επιφάνειας είναι λιγότερο ομοιόμορφη.
Σύμφωνα με τις περισσότερες ιδιότητες αντοχής στη διάβρωση των ανοξείδωτων χαλύβων, η σχετικά υψηλή περιεκτικότητα σε Cr του SDSS γενικά οδηγεί σε εξαιρετική αντοχή στη διάβρωση του SDSS λόγω της παρουσίας μιας παθητικοποιητικής προστατευτικής μεμβράνης οξειδίου στην επιφάνεια17. Τέτοιες παθητικοποιητικές μεμβράνες είναι συνήθως πλούσιες σε οξείδια ή/και υδροξείδια Cr3+, κυρίως σε συνδυασμό με Fe2+, οξείδια Fe3+ ή/και (οξυ)υδροξείδια33. Παρά την ίδια ομοιομορφία επιφάνειας, το παθητικοποιητικό στρώμα οξειδίου και την απουσία παρατηρούμενης επιφανειακής ρωγμής σύμφωνα με μικροσκοπικές μετρήσεις6,7, η συμπεριφορά διάβρωσης των SDSS θερμής και ψυχρής έλασης είναι διαφορετική, επομένως είναι απαραίτητη μια εις βάθος μελέτη των μικροδομικών χαρακτηριστικών για την παραμόρφωση του χάλυβα.
Η μικροδομή του παραμορφωμένου ανοξείδωτου χάλυβα μελετήθηκε ποσοτικά χρησιμοποιώντας εγγενείς και συγχροτρικές ακτίνες Χ υψηλής ενέργειας (Συμπληρωματικά Σχήματα 1, 2). Μια λεπτομερής ανάλυση παρέχεται στις Συμπληρωματικές Πληροφορίες. Παρόλο που υπάρχει γενική συναίνεση σχετικά με τον τύπο της κύριας φάσης, βρέθηκαν διαφορές στα κλάσματα της χύδην φάσης, οι οποίες παρατίθενται στον Συμπληρωματικό Πίνακα 1. Αυτές οι διαφορές μπορεί να οφείλονται σε ανομοιογενή κλάσματα φάσης στην επιφάνεια και στον όγκο, τα οποία επηρεάζονται από διαφορετικά βάθη ανίχνευσης περίθλασης ακτίνων Χ (XRD). ) με διαφορετικές πηγές ενέργειας προσπίπτοντων φωτονίων34. Σχετικά υψηλά κλάσματα ωστενίτη σε δείγματα ψυχρής έλασης που προσδιορίστηκαν με XRD από εργαστηριακή πηγή υποδεικνύουν καλύτερη παθητικοποίηση και στη συνέχεια καλύτερη αντοχή στη διάβρωση35, ενώ πιο ακριβή και στατιστικά αποτελέσματα υποδηλώνουν αντίθετες τάσεις στα κλάσματα φάσης. Επιπλέον, η αντοχή στη διάβρωση του χάλυβα εξαρτάται επίσης από τον βαθμό βελτίωσης των κόκκων, τη μείωση του μεγέθους των κόκκων, την αύξηση των μικροπαραμορφώσεων και την πυκνότητα των εξάρσεων που εμφανίζονται κατά τη διάρκεια της θερμομηχανικής επεξεργασίας36,37,38. Τα δείγματα που υποβλήθηκαν σε θερμή επεξεργασία έδειξαν πιο κοκκώδη φύση, ενδεικτική κόκκων μεγέθους μικρού, ενώ οι λείες δακτύλιοι που παρατηρήθηκαν στα δείγματα ψυχρής έλασης (Συμπληρωματικό Σχήμα 3) ήταν ενδεικτικές σημαντικής βελτίωσης των κόκκων σε νανοδιάσταση σε προηγούμενες εργασίες. Αυτό θα πρέπει να ευνοεί τον σχηματισμό παθητικής μεμβράνης και την αύξηση της αντοχής στη διάβρωση. Η υψηλότερη πυκνότητα εξάρθρωσης συνήθως σχετίζεται με χαμηλότερη αντίσταση σε σχηματισμό οπών, η οποία συμφωνεί καλά με τις ηλεκτροχημικές μετρήσεις.
Οι αλλαγές στη χημική κατάσταση των μικροτομέων των κύριων στοιχείων μελετήθηκαν συστηματικά χρησιμοποιώντας X-PEEM. Αν και υπάρχουν περισσότερα στοιχεία κράματος, εδώ επιλέγονται τα Cr, Fe, Ni και Ce39, καθώς το Cr είναι το βασικό στοιχείο για τον σχηματισμό της παθητικής μεμβράνης, ο Fe είναι το κύριο στοιχείο για τον χάλυβα και το Ni ενισχύει την παθητικοποίηση και εξισορροπεί τη φερριτο-ωστενιτική φάση. Η δομή και η τροποποίηση είναι ο σκοπός του Ce. Ρυθμίζοντας την ενέργεια της δέσμης σύγχροτρον, το XAS κατέγραψε τα κύρια χαρακτηριστικά του Cr (άκρη L2.3), του Fe (άκρη L2.3), του Ni (άκρη L2.3) και του Ce (άκρη M4.5) από την επιφάνεια. -2507 SDSS. Πραγματοποιήθηκε κατάλληλη ανάλυση δεδομένων συμπεριλαμβάνοντας ενεργειακή βαθμονόμηση με δημοσιευμένα δεδομένα (π.χ. XAS σε Fe L2, 3 νευρώσεις40,41).
Στο σχ. 2, το Σχήμα 2 δείχνει εικόνες X-PEEM θερμά επεξεργασμένου (Εικ. 2α) και ψυχρής έλασης (Εικ. 2δ) Ce-2507 SDSS και των αντίστοιχων ακμών XAS Cr και Fe L2,3 σε ξεχωριστά σημειωμένες θέσεις. Η ακμή L2,3 XAS εξερευνά τις μη κατειλημμένες τρισδιάστατες καταστάσεις των ηλεκτρονίων μετά από φωτοδιέγερση στα επίπεδα διάσπασης της τροχιάς σπιν 2p3/2 (ακμή L3) και 2p1/2 (ακμή L2). Πληροφορίες σχετικά με την κατάσταση σθένους του Cr ελήφθησαν από ανάλυση περίθλασης ακτίνων Χ της ακμής L2,3 στο Σχήμα 2b,d. Σύγκριση συνδέσμων. 42, 43 έδειξε ότι τέσσερις κορυφές A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) και D (582,2 eV) παρατηρήθηκαν κοντά στην ακμή L3, αντανακλώντας οκταεδρικά ιόντα Cr3+, που αντιστοιχούν σε Cr2O3. Τα πειραματικά φάσματα συμφωνούν με τους θεωρητικούς υπολογισμούς, όπως φαίνονται στα πλαίσια b και e, που ελήφθησαν από πολλαπλούς υπολογισμούς κρυσταλλικού πεδίου στη διεπαφή Cr L2.3 χρησιμοποιώντας κρυσταλλικό πεδίο 2,0 eV44. Και οι δύο επιφάνειες του SDSS που έχει υποστεί θερμή και ψυχρή έλαση είναι επικαλυμμένες με ένα σχετικά ομοιόμορφο στρώμα Cr2O3.
α Θερμική εικόνα θερμής μορφοποίησης SDSS X-PEEM που αντιστοιχεί στην άκρη b Cr L2.3 και στην άκρη c Fe L2.3, δ Θερμική εικόνα X-PEEM ψυχρής έλασης SDSS που αντιστοιχεί στην άκρη e Cr L2.3 και f Fe L2.3 της πλευράς (ε). Τα φάσματα XAS που απεικονίζονται σε διάφορες χωρικές θέσεις που σημειώνονται στις θερμικές εικόνες (α, δ) με τις πορτοκαλί διακεκομμένες γραμμές στα (β) και (ε) αντιπροσωπεύουν προσομοιωμένα φάσματα XAS του Cr3+ με τιμή κρυσταλλικού πεδίου 2,0 eV. Για τις εικόνες X-PEEM, χρησιμοποιείται μια θερμική παλέτα για τη βελτίωση της αναγνωσιμότητας της εικόνας, όπου τα χρώματα από μπλε έως κόκκινο είναι ανάλογα με την ένταση της απορρόφησης ακτίνων Χ (από χαμηλή έως υψηλή).
Ανεξάρτητα από το χημικό περιβάλλον αυτών των μεταλλικών στοιχείων, η χημική κατάσταση των προσθηκών στοιχείων κράματος Ni και Ce και για τα δύο δείγματα παρέμεινε η ίδια. Πρόσθετο σχέδιο. Στο σχήμα 5-9 φαίνονται εικόνες X-PEEM και τα αντίστοιχα φάσματα XAS για Ni και Ce σε διάφορες θέσεις στην επιφάνεια δειγμάτων θερμής και ψυχρής έλασης. Το Ni XAS δείχνει την κατάσταση οξείδωσης του Ni2+ σε ολόκληρη την μετρούμενη επιφάνεια δειγμάτων θερμής και ψυχρής έλασης (Συμπληρωματική Συζήτηση). Αξίζει να σημειωθεί ότι στην περίπτωση των δειγμάτων θερμής κατεργασίας, το σήμα XAS του Ce δεν παρατηρείται, ενώ το φάσμα του Ce3+ των δειγμάτων ψυχρής έλασης παρατηρείται σε ένα σημείο. Η παρατήρηση κηλίδων Ce σε δείγματα ψυχρής έλασης έδειξε ότι το Ce υπάρχει κυρίως με τη μορφή ιζημάτων.
Σε θερμικά παραμορφωμένο SDSS, δεν παρατηρήθηκε τοπική δομική αλλαγή στο XAS στην άκρη Fe L2.3 (Εικ. 2c). Ωστόσο, όπως φαίνεται στο σχήμα 2f, η μήτρα Fe αλλάζει μικροσκοπικά τη χημική της κατάσταση σε επτά τυχαία επιλεγμένα σημεία στο ψυχρής έλασης SDSS. Επιπλέον, προκειμένου να ληφθεί μια ακριβής εικόνα των αλλαγών στην κατάσταση του Fe στις επιλεγμένες θέσεις στο Σχήμα 2f, πραγματοποιήθηκαν τοπικές επιφανειακές μελέτες (Εικ. 3 και Συμπληρωματικό Σχήμα 10) στις οποίες επιλέχθηκαν μικρότερες κυκλικές περιοχές. Τα φάσματα XAS της άκρης Fe L2,3 των συστημάτων α-Fe2O3 και των οκταεδρικών οξειδίων Fe2+ μοντελοποιήθηκαν χρησιμοποιώντας υπολογισμούς πολλαπλού κρυσταλλικού πεδίου χρησιμοποιώντας κρυσταλλικά πεδία 1,0 (Fe2+) και 1,0 (Fe3+)44. Σημειώνουμε ότι τα α-Fe2O3 και γ-Fe2O3 έχουν διαφορετικές τοπικές συμμετρίες45,46, το Fe3O4 έχει συνδυασμό Fe2+ & Fe3+,47, και FeO45 ως τυπικά δισθενές οξείδιο του Fe2+ (3d6). Σημειώνουμε ότι τα α-Fe2O3 και γ-Fe2O3 έχουν διαφορετικές τοπικές συμμετρίες45,46, το Fe3O4 έχει συνδυασμό Fe2+ & Fe3+,47, και FeO45 ως τυπικά δισθενές οξείδιο του Fe2+ (3d6).Σημειώστε ότι τα α-Fe2O3 και γ-Fe2O3 έχουν διαφορετικές τοπικές συμμετρίες45,46, το Fe3O4 συνδυάζει τόσο Fe2+ όσο και Fe3+,47 και FeO45 με τη μορφή του τυπικά δισθενούς οξειδίου Fe2+ (3d6).Σημειώστε ότι τα α-Fe2O3 και γ-Fe2O3 έχουν διαφορετικές τοπικές συμμετρίες45,46, το Fe3O4 έχει συνδυασμούς Fe2+ και Fe3+,47 και το FeO45 δρα ως ένα τυπικό δισθενές οξείδιο του Fe2+ (3d6). Όλα τα ιόντα Fe3+ στο α-Fe2O3 έχουν μόνο θέσεις Ο, ενώ το γ-Fe2O3 συνήθως εκφράζεται ως Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 σπινέλιο με κενά στις θέσεις eg. Επομένως, τα ιόντα Fe3+ στο γ-Fe2O3 έχουν θέσεις Td και Οh. Όπως αναφέρθηκε στην προηγούμενη εργασία, αν και οι λόγοι έντασης των δύο είναι διαφορετικοί, ο λόγος έντασης eg/t2g είναι ≈1, ενώ σε αυτήν την περίπτωση ο παρατηρούμενος λόγος έντασης eg/t2g είναι περίπου 1. Αυτό αποκλείει την πιθανότητα να υπάρχει μόνο Fe3+ σε αυτήν την περίπτωση. Λαμβάνοντας υπόψη την περίπτωση του Fe3O4 με συνδυασμούς Fe2+ και Fe3+, είναι γνωστό ότι ένα ασθενέστερο (ισχυρό) πρώτο χαρακτηριστικό στην άκρη L3 του Fe υποδηλώνει μικρότερη (μεγαλύτερη) έλλειψη χώρου στην κατάσταση t2g. Αυτό ισχύει για το Fe2+ (Fe3+), το οποίο υποδηλώνει αύξηση στο πρώτο πρόσημα που υποδηλώνει αύξηση στην περιεκτικότητα σε Fe2+47. Αυτά τα αποτελέσματα δείχνουν ότι τα Fe2+ και γ-Fe2O3, α-Fe2O3 ή/και Fe3O4 κυριαρχούν στις επιφάνειες ψυχρής έλασης των σύνθετων υλικών.
Μεγεθυμένες θερμικές εικόνες φωτοεκπομπής ηλεκτρονίων των φασμάτων XAS (a, c) και (b, d) κατά μήκος της ακμής Fe L2,3 σε διάφορες χωρικές θέσεις εντός επιλεγμένων περιοχών 2 και E στα Σχήματα 2d.
Τα ληφθέντα πειραματικά δεδομένα (Εικ. 4α και Συμπληρωματικό Σχήμα 11) απεικονίστηκαν γραφικά και συγκρίθηκαν με αυτά των καθαρών ενώσεων 40, 41, 48. Βασικά, παρατηρήθηκαν τρεις διαφορετικοί τύποι πειραματικά παρατηρούμενων φασμάτων XAS Fe L-edge (XAS-1, XAS-2 και XAS-3: Σχήμα 4α) σε χωρικά διαφορετικές θέσεις. Συγκεκριμένα, ένα φάσμα παρόμοιο με το 2-a (που συμβολίζεται ως XAS-1) στο Σχήμα 3b παρατηρήθηκε σε ολόκληρη την περιοχή ενδιαφέροντος, ακολουθούμενο από ένα φάσμα 2-b (που ονομάζεται XAS-2), ενώ ένα φάσμα παρόμοιο με το E-3 παρατηρήθηκε στο Σχήμα 3d (που αναφέρεται ως XAS-3) σε ορισμένες εντοπισμένες θέσεις. Συνήθως, χρησιμοποιούνται τέσσερις παράμετροι για την αναγνώριση των καταστάσεων σθένους που υπάρχουν σε ένα δείγμα ανιχνευτή: (1) φασματικά χαρακτηριστικά L3 και L2, (2) ενεργειακές θέσεις των χαρακτηριστικών L3 και L2, (3) ενεργειακή διαφορά L3-L2, (4) λόγος έντασης L2 /L3. Σύμφωνα με οπτικές παρατηρήσεις (Εικ. 4α), και τα τρία συστατικά Fe, δηλαδή Fe0, Fe2+ και Fe3+, υπάρχουν στην επιφάνεια του μελετηθέντος SDSS. Ο υπολογισμένος λόγος έντασης L2/L3 έδειξε επίσης την παρουσία και των τριών συστατικών.
α Παρατηρήθηκαν τρία διαφορετικά πειραματικά δεδομένα (οι συνεχείς γραμμές XAS-1, XAS-2 και XAS-3 αντιστοιχούν στα 2-a, 2-b και E-3 στο Σχήμα 2 και Σχήμα 3) σε σύγκριση με προσομοιωμένα φάσματα σύγκρισης XAS, οκταέδρια Fe2+, Fe3+, τιμές κρυσταλλικού πεδίου 1,0 eV και 1,5 eV, αντίστοιχα, β–δ Μετρήθηκαν πειραματικά δεδομένα (XAS-1, XAS-2, XAS-3) και τα αντίστοιχα βελτιστοποιημένα δεδομένα LCF (συνεχής μαύρη γραμμή) και συγκρίνονται φάσματα XAS-3 με πρότυπα Fe3O4 (μικτή κατάσταση Fe) και Fe2O3 (καθαρός Fe3+).
Για την ποσοτικοποίηση της σύνθεσης του οξειδίου του σιδήρου χρησιμοποιήθηκε γραμμική συνδυαστική (LCF) προσαρμογή των τριών προτύπων40,41,48. Η LCF εφαρμόστηκε για τρία επιλεγμένα φάσματα Fe L-edge XAS που παρουσιάζουν την υψηλότερη αντίθεση, δηλαδή XAS-1, XAS-2 και XAS-3, όπως φαίνεται στο Σχήμα 4b–d. Για τα εξαρτήματα LCF, λήφθηκε υπόψη το 10% Fe0 σε όλες τις περιπτώσεις λόγω της μικρής προεξοχής που παρατηρήσαμε σε όλα τα δεδομένα και του γεγονότος ότι το σιδηρούχο μέταλλο είναι το κύριο συστατικό του χάλυβα. Πράγματι, το βάθος δοκιμής του X-PEEM για Fe (~6 nm)49 είναι μεγαλύτερο από το εκτιμώμενο πάχος του στρώματος οξείδωσης (ελαφρώς > 4 nm), επιτρέποντας την ανίχνευση σήματος από τη μήτρα σιδήρου (Fe0) κάτω από το στρώμα παθητικοποίησης. Πράγματι, το βάθος δοκιμής του X-PEEM για Fe (~6 nm)49 είναι μεγαλύτερο από το εκτιμώμενο πάχος του στρώματος οξείδωσης (ελαφρώς > 4 nm), επιτρέποντας την ανίχνευση σήματος από τη μήτρα σιδήρου (Fe0) κάτω από το στρώμα παθητικοποίησης. Δείχνει, προηγουμένως, X-PEEM για Fe (~ 6 nm) 49 περισσότερο, εάν προτείνεται η λέξη okislenia (μη > 4 nm) слоем. Πράγματι, το βάθος του ανιχνευτή X-PEEM για Fe (~6 nm)49 είναι μεγαλύτερο από το υποτιθέμενο πάχος του στρώματος οξείδωσης (ελαφρώς >4 nm), γεγονός που καθιστά δυνατή την ανίχνευση του σήματος από τη μήτρα σιδήρου (Fe0) κάτω από το στρώμα παθητικοποίησης.Στην πραγματικότητα, το X-PEEM ανιχνεύει Fe (~6 nm)49 βαθύτερα από το αναμενόμενο πάχος του στρώματος οξειδίου (λίγο πάνω από 4 nm), επιτρέποντας την ανίχνευση σημάτων από τη μήτρα σιδήρου (Fe0) κάτω από το στρώμα παθητικοποίησης. Διάφοροι συνδυασμοί Fe2+ και Fe3+ πραγματοποιήθηκαν για να βρεθεί η καλύτερη δυνατή λύση για τα παρατηρούμενα πειραματικά δεδομένα. Στο σχήμα 4b, το Σχήμα 4b δείχνει τον συνδυασμό Fe2+ και Fe3+ στο φάσμα XAS-1, όπου οι αναλογίες Fe2+ και Fe3+ είναι κοντά, περίπου 45%, γεγονός που υποδηλώνει μια μικτή κατάσταση οξείδωσης του Fe. Ενώ για το φάσμα XAS-2, το ποσοστό Fe2+ και Fe3+ γίνεται ~30% και 60%, αντίστοιχα. Η περιεκτικότητα σε Fe2+ είναι χαμηλότερη από αυτή του Fe3+. Η αναλογία Fe2+ προς Fe3 1:2 σημαίνει ότι το Fe3O4 μπορεί να σχηματιστεί στην ίδια αναλογία ιόντων Fe. Επιπλέον, για το φάσμα XAS-3, τα ποσοστά των Fe2+ και Fe3+ άλλαξαν σε ~10% και 80%, υποδεικνύοντας υψηλότερη μετατροπή του Fe2+ σε Fe3+. Όπως αναφέρθηκε παραπάνω, το Fe3+ μπορεί να προέρχεται από α-Fe2O3, γ-Fe2O3 ή Fe3O4. Για να κατανοήσουμε την πιο πιθανή πηγή Fe3+, τα φάσματα XAS-3 απεικονίζονται γραφικά μαζί με διάφορα πρότυπα Fe3+ στο Σχήμα 4ε, δείχνοντας ομοιότητα και με τα δύο πρότυπα όταν λαμβάνεται υπόψη η Κορυφή Β. Ωστόσο, η ένταση του ώμου (A: από Fe2+) και ο λόγος έντασης B/A δείχνουν ότι το φάσμα του XAS-3 είναι κοντά αλλά όχι το ίδιο με αυτό του γ-Fe2O3. Σε σύγκριση με το χύδην γ-Fe2O3, η ένταση Fe2p XAS της κορυφής A SDSS είναι ελαφρώς υψηλότερη (Σχήμα 4ε), γεγονός που υποδηλώνει υψηλότερη ένταση Fe2+. Αν και το φάσμα του XAS-3 είναι παρόμοιο με αυτό του γ-Fe2O3, όπου το Fe3+ υπάρχει και στις δύο θέσεις Oh και Td, η αναγνώριση διαφορετικών καταστάσεων σθένους και ο συντονισμός μόνο από την ακμή L2,3 ή την αναλογία έντασης L2/L3 εξακολουθεί να αποτελεί πρόβλημα, ένα επαναλαμβανόμενο θέμα συζήτησης λόγω της πολυπλοκότητας των διαφόρων παραγόντων που εμπλέκονται στο τελικό φάσμα41.
Εκτός από τη φασματική διάκριση των χημικών καταστάσεων των επιλεγμένων περιοχών ενδιαφέροντος που περιγράφηκε παραπάνω, η συνολική χημική ετερογένεια των βασικών στοιχείων Cr και Fe αξιολογήθηκε ταξινομώντας όλα τα φάσματα XAS που ελήφθησαν στην επιφάνεια του δείγματος χρησιμοποιώντας τη μέθοδο ομαδοποίησης K-means. Τα προφίλ ακμών Cr L ορίστηκαν με τέτοιο τρόπο ώστε να σχηματίζουν δύο βέλτιστες συστάδες χωρικά κατανεμημένες στα δείγματα θερμής και ψυχρής έλασης που φαίνονται στα Σχήματα 5. Είναι σαφές ότι δεν παρατηρήθηκαν τοπικές δομικές αλλαγές, καθώς τα δύο κεντροειδή των φασμάτων XAS Cr είναι πολύ παρόμοια. Αυτά τα φασματικά σχήματα των δύο συστάδων είναι σχεδόν πανομοιότυπα με αυτά που αντιστοιχούν στο Cr2O342, πράγμα που σημαίνει ότι τα στρώματα Cr2O3 είναι σχετικά ομοιόμορφα κατανεμημένα στο SDSS.
μια συστάδα περιοχών Cr με ακμή L (K-means L), b αντίστοιχα κεντροειδή XAS. Αποτελέσματα σύγκρισης K-means X-PEEM SDSS ψυχρής έλασης: c συστάδες περιοχών ακμής K-means Cr L2,3 και d αντίστοιχα κεντροειδή XAS.
Για την απεικόνιση ενός πιο σύνθετου χάρτη ακμών FeL, χρησιμοποιούνται τέσσερις και πέντε βελτιστοποιημένες συστάδες και τα σχετικά κεντροειδή τους (φασματικές κατανομές) για δοκίμια θερμής και ψυχρής έλασης, αντίστοιχα. Επομένως, το ποσοστό (%) των Fe2+ και Fe3+ μπορεί να ληφθεί ρυθμίζοντας το LCF που φαίνεται στο Σχήμα 4. Το ψευδοηλεκτροδιακό δυναμικό Epseudo ως συνάρτηση του Fe0 χρησιμοποιήθηκε για να αποκαλυφθεί η μικροχημική ανομοιογένεια της επιφανειακής μεμβράνης οξειδίου. Το Epseudo εκτιμάται κατά προσέγγιση από τον κανόνα ανάμειξης,
όπου \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) ισούται με \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), που είναι 0,440 και 0,036 V, αντίστοιχα. Οι περιοχές με χαμηλότερο δυναμικό έχουν υψηλότερη περιεκτικότητα σε ενώσεις Fe3+. Η κατανομή δυναμικού σε ένα θερμικά παραμορφωμένο δείγμα έχει στρωματικό χαρακτήρα με μέγιστη μεταβολή περίπου 0,119 V (Εικ. 6α,β). Αυτή η κατανομή δυναμικού σχετίζεται στενά με την τοπογραφία της επιφάνειας (Εικ. 6α). Δεν παρατηρήθηκαν άλλες αλλαγές που σχετίζονται με τη θέση στο υποκείμενο ελασματοειδές εσωτερικό (Εικ. 6β). Αντίθετα, για τον συνδυασμό διαφορετικών οξειδίων με διαφορετική περιεκτικότητα σε Fe2+ και Fe3+ σε ψυχρής έλασης SDSS, μπορεί να παρατηρηθεί μια μη ομοιόμορφη φύση του ψευδοδυναμικού (Εικ. 6γ, δ). Τα οξείδια και/ή τα (οξυ)υδροξείδια του Fe3+ είναι τα κύρια συστατικά της διάβρωσης στον χάλυβα και είναι διαπερατά από το οξυγόνο και το νερό50. Σε αυτήν την περίπτωση, μπορεί να φανεί ότι οι νησίδες πλούσιες σε Fe3+ κατανέμονται τοπικά και μπορούν να θεωρηθούν ως περιοχές διάβρωσης. Σε αυτήν την περίπτωση, η κλίση στο πεδίο δυναμικού, και όχι η απόλυτη τιμή του δυναμικού, μπορεί να θεωρηθεί ως δείκτης για τον εντοπισμό ενεργών περιοχών διάβρωσης51. Αυτή η ανομοιογενής κατανομή Fe2+ και Fe3+ στην επιφάνεια του ψυχρής έλασης SDSS μπορεί να αλλάξει τις τοπικές χημικές ιδιότητες και να παρέχει μια πιο αποτελεσματική επιφάνεια σε ρωγμές οξειδίου και αντιδράσεις διάβρωσης, επιτρέποντας έτσι στην υποκείμενη μεταλλική μήτρα να διαβρώνεται συνεχώς, με αποτέλεσμα την εσωτερική ανομοιογένεια και να μειώνει τα προστατευτικά χαρακτηριστικά του παθητικοποιητικού στρώματος.
Συστάδες K-μέσου όρου των περιοχών ακμής Fe L2,3 και τα αντίστοιχα κεντροειδή XAS για X-PEEM θερμής επεξεργασίας a–c και SDSS ψυχρής έλασης d–f. Διάγραμμα συσσωματωμάτων a, d K-μέσου όρου επικαλυμμένο στην εικόνα X-PEEM. Αναφέρονται εκτιμώμενα δυναμικά ψευδοηλεκτροδίων (εψευδο) μαζί με διαγράμματα συσσωματωμάτων K-μέσου όρου. Η φωτεινότητα μιας εικόνας X-PEEM, όπως το χρώμα στο Σχήμα 2, είναι άμεσα ανάλογη με την ένταση απορρόφησης ακτίνων Χ.
Το σχετικά ομοιόμορφο Cr αλλά η διαφορετική χημική κατάσταση του Fe οδηγεί σε διαφορετική προέλευση ρωγμών και διαβρωτικών μοτίβων οξειδιακής μεμβράνης στο Ce-2507 θερμής και ψυχρής έλασης. Αυτή η ιδιότητα του Ce-2507 ψυχρής έλασης είναι γνωστή. Όσον αφορά τον σχηματισμό οξειδίων και υδροξειδίων του Fe στον ατμοσφαιρικό αέρα, οι ακόλουθες αντιδράσεις σε αυτή την εργασία παρουσιάζονται ως ουδέτερες αντιδράσεις:
Με βάση τη μέτρηση του X-PEEM, η παραπάνω αντίδραση έλαβε χώρα στις ακόλουθες περιπτώσεις. Ένας μικρός ώμος που αντιστοιχεί στο Fe0 σχετίζεται με τον υποκείμενο μεταλλικό σίδηρο. Η αντίδραση του μεταλλικού Fe με το περιβάλλον οδηγεί στο σχηματισμό ενός στρώματος Fe(OH)2 (εξίσωση (5)), το οποίο ενισχύει το σήμα Fe2+ στο XAS της L άκρης του Fe. Η παρατεταμένη έκθεση στον αέρα θα οδηγήσει στο σχηματισμό οξειδίων Fe3O4 ή/και Fe2O3 μετά το Fe(OH)252,53. Δύο τύποι σταθερού Fe, ο Fe3O4 και ο Fe2O3, μπορούν επίσης να σχηματιστούν σε ένα προστατευτικό στρώμα πλούσιο σε Cr3+, όπου το Fe3O4 προτιμά μια ομοιόμορφη και συνεκτική δομή. Η παρουσία και των δύο οδηγεί σε μικτές καταστάσεις οξείδωσης (φάσμα XAS-1). Το φάσμα XAS-2 αντιστοιχεί κυρίως στο Fe3O4. Ενώ τα φάσματα XAS-3 που παρατηρήθηκαν σε διάφορες θέσεις έδειξαν πλήρη μετατροπή σε γ-Fe2O3. Δεδομένου ότι οι ακάλυπτες ακτίνες Χ έχουν βάθος διείσδυσης περίπου 50 nm, το σήμα από το υποκείμενο στρώμα έχει ως αποτέλεσμα υψηλότερη ένταση της κορυφής Α.
Το φάσμα XRD δείχνει ότι το συστατικό Fe στην μεμβράνη οξειδίου έχει μια στρωματική δομή, η οποία συνδυάζεται με το στρώμα οξειδίου του Cr. Σε αντίθεση με το χαρακτηριστικό παθητικοποίησης της διάβρωσης λόγω της τοπικής ανομοιογένειας του Cr2O317, παρά το ομοιόμορφο στρώμα Cr2O3 σε αυτή τη μελέτη, παρατηρήθηκε χαμηλή αντοχή στη διάβρωση σε αυτή την περίπτωση, ειδικά για δείγματα ψυχρής έλασης. Η παρατηρούμενη συμπεριφορά μπορεί να γίνει κατανοητή ως η ετερογένεια της χημικής κατάστασης οξείδωσης του άνω στρώματος (Fe) που επηρεάζει την απόδοση στη διάβρωση. Η αργή μεταφορά ιόντων μετάλλου ή οξυγόνου στο πλέγμα λόγω της ίδιας στοιχειομετρίας των άνω (οξείδιο του Fe) και κάτω στρωμάτων (οξείδιο του Cr)52,53 οδηγεί σε καλύτερη αλληλεπίδραση (πρόσφυση) μεταξύ τους. Αυτό, με τη σειρά του, βελτιώνει την αντοχή στη διάβρωση. Επομένως, η συνεχής στοιχειομετρία, δηλαδή μία κατάσταση οξείδωσης του Fe, είναι προτιμότερη από τις απότομες στοιχειομετρικές αλλαγές. Το θερμικά παραμορφωμένο SDSS έχει μια πιο ομοιόμορφη επιφάνεια και ένα πυκνότερο προστατευτικό στρώμα, το οποίο παρέχει καλύτερη αντοχή στη διάβρωση. Ωστόσο, για τα SDSS ψυχρής έλασης, η παρουσία νησίδων πλούσιων σε Fe3+ κάτω από το προστατευτικό στρώμα καταστρέφει την ακεραιότητα της επιφάνειας και προκαλεί γαλβανική διάβρωση του κοντινού υποστρώματος, η οποία οδηγεί σε μείωση του Rp (Πίνακας 1) στα φάσματα EIS και της αντοχής του στη διάβρωση. Επομένως, τα τοπικά κατανεμημένα νησίδια πλούσια σε Fe3+ λόγω πλαστικής παραμόρφωσης επηρεάζουν κυρίως την απόδοση αντοχής στη διάβρωση, κάτι που αποτελεί μια σημαντική ανακάλυψη σε αυτή την εργασία. Επομένως, η παρούσα μελέτη παρουσιάζει φασματομικρογραφίες της μείωσης της αντοχής στη διάβρωση λόγω πλαστικής παραμόρφωσης των μελετημένων δειγμάτων SDSS.
Επιπλέον, ενώ η κράμα σπάνιων γαιών σε χάλυβες διπλής φάσης έχει καλύτερη απόδοση, η αλληλεπίδραση αυτού του προστιθέμενου στοιχείου με την μεμονωμένη χαλύβδινη μήτρα όσον αφορά τη συμπεριφορά διάβρωσης παραμένει ασαφής με βάση τις παρατηρήσεις φασματοσκοπικής μικροσκοπίας. Το σήμα Ce (κατά μήκος της ακμής M του XAS) εμφανίζεται μόνο σε μερικές θέσεις κατά την ψυχρή έλαση, αλλά εξαφανίζεται κατά την θερμή παραμόρφωση του SDSS, υποδεικνύοντας τοπική εναπόθεση Ce στη χαλύβδινη μήτρα αντί για ομοιογενή κράμα. Αν και οι μηχανικές ιδιότητες του SDSS δεν βελτιώνονται6,7, η παρουσία REE μειώνει το μέγεθος των εγκλεισμάτων και θεωρείται ότι καταστέλλει την εμφάνιση οπών στην αρχή54.
Συμπερασματικά, η παρούσα εργασία αποκαλύπτει την επίδραση της επιφανειακής ετερογένειας στη διάβρωση του SDSS 2507 τροποποιημένου με δημήτριο, ποσοτικοποιώντας τη χημική περιεκτικότητα των συστατικών νανοκλίμακας. Απαντήσαμε στο ερώτημα γιατί ο ανοξείδωτος χάλυβας διαβρώνεται ακόμη και όταν είναι επικαλυμμένος με προστατευτικό στρώμα οξειδίου, μελετώντας ποσοτικά τη μικροδομή, τη χημική κατάσταση των επιφανειακών χαρακτηριστικών και την επεξεργασία σήματος χρησιμοποιώντας ομαδοποίηση K-means. Έχει διαπιστωθεί ότι οι νησίδες πλούσιες σε Fe3+, συμπεριλαμβανομένου του οκταεδρικού και τετραεδρικού συντονισμού τους σε όλη τη δομή του μικτού Fe2+/Fe3+, αποτελούν πηγή καταστροφής της μεμβράνης οξειδίου και πηγή διάβρωσης των SDSS ψυχρής έλασης. Οι νανονησίδες που κυριαρχούνται από Fe3+ οδηγούν σε κακή αντοχή στη διάβρωση ακόμη και παρουσία επαρκούς στοιχειομετρικού στρώματος παθητικοποίησης Cr2O3. Εκτός από τις μεθοδολογικές προόδους που έγιναν στον προσδιορισμό της επίδρασης της χημικής ετερογένειας νανοκλίμακας στη διάβρωση, η παρούσα εργασία αναμένεται να εμπνεύσει μηχανικές διαδικασίες για τη βελτίωση της αντοχής στη διάβρωση των ανοξείδωτων χαλύβων κατά την κατασκευή χάλυβα.
Για την παρασκευή των πλινθωμάτων Ce-2507 SDSS που χρησιμοποιήθηκαν σε αυτή τη μελέτη, τα μικτά συστατικά, συμπεριλαμβανομένου του κύριου κράματος Fe-Ce σφραγισμένου με σωλήνες καθαρού σιδήρου, τήχθηκαν σε κλίβανο επαγωγής μέσης συχνότητας 150 kg για την παραγωγή τηγμένου χάλυβα και χύθηκαν σε καλούπια χύτευσης. Οι μετρούμενες χημικές συνθέσεις (% κ.β.) παρατίθενται στον Συμπληρωματικό Πίνακα 2. Το πλινθώμα πρώτα διαμορφώνεται εν θερμώ σε μπλοκ. Στη συνέχεια, ο χάλυβας υποβλήθηκε σε ανόπτηση στους 1050°C για 60 λεπτά σε στερεό διάλυμα και στη συνέχεια σβήστηκε σε νερό σε θερμοκρασία δωματίου. Τα δείγματα που μελετήθηκαν μελετήθηκαν λεπτομερώς χρησιμοποιώντας TEM και DOE για να μελετηθούν οι φάσεις, το μέγεθος των κόκκων και η μορφολογία. Λεπτομερέστερες πληροφορίες σχετικά με τα δείγματα και τη διαδικασία παραγωγής μπορούν να βρεθούν σε άλλες πηγές6,7.
Κυλινδρικά δείγματα επεξεργασίας (φ10 mm × 15 mm) για θερμή συμπίεση με τον άξονα του κυλίνδρου παράλληλο προς την κατεύθυνση παραμόρφωσης του μπλοκ. Η συμπίεση υψηλής θερμοκρασίας πραγματοποιήθηκε με σταθερό ρυθμό παραμόρφωσης στην περιοχή 0,01-10 s-1 σε διάφορες θερμοκρασίες στην περιοχή 1000-1150°C χρησιμοποιώντας θερμικό προσομοιωτή Gleeble-3800. Πριν από την παραμόρφωση, τα δείγματα θερμάνθηκαν στην επιλεγμένη θερμοκρασία με ρυθμό 10 °C s-1 για 2 λεπτά για την εξάλειψη της θερμοκρασιακής κλίσης. Μετά την επίτευξη ομοιομορφίας θερμοκρασίας, τα δείγματα παραμορφώθηκαν σε πραγματική τιμή παραμόρφωσης 0,7. Μετά την παραμόρφωση, η παραμόρφωση σβήνεται αμέσως με νερό για να διατηρηθεί η παραμορφωμένη δομή. Στη συνέχεια, τα σκληρυμένα δείγματα κόπηκαν παράλληλα προς την κατεύθυνση συμπίεσης. Για τη συγκεκριμένη μελέτη, επιλέξαμε ένα δείγμα θερμικά παραμορφωμένο στους 1050°C, 10 s-1 λόγω της υψηλότερης παρατηρούμενης μικροσκληρότητας από άλλα δείγματα7.
Δείγματα όγκου (80 × 10 × 17 mm3) του στερεού διαλύματος Ce-2507 δοκιμάστηκαν σε μια τριφασική ασύγχρονη μηχανή παραμόρφωσης δύο κυλίνδρων LG-300, η ​​οποία παρείχε τις καλύτερες μηχανικές ιδιότητες μεταξύ όλων των άλλων κατηγοριών παραμόρφωσης6. Ο ρυθμός παραμόρφωσης και η μείωση του πάχους ήταν 0,2 m·s-1 και 5% για κάθε διαδρομή, αντίστοιχα.
Ένας ηλεκτροχημικός σταθμός εργασίας Autolab PGSTAT128N χρησιμοποιήθηκε για την ηλεκτροχημική μέτρηση του SDSS μετά από ψυχρή έλαση σε μείωση πάχους 90% (1,0 ισοδύναμη πραγματική παραμόρφωση) και θερμή συμπίεση σε 0,7 πραγματική παραμόρφωση στους 1050 oC και 10 s-1. Ο σταθμός εργασίας διαθέτει ένα κελί τριών ηλεκτροδίων με ένα κορεσμένο ηλεκτρόδιο καλομέλανος ως ηλεκτρόδιο αναφοράς, ένα αντίθετο ηλεκτρόδιο γραφίτη και ένα δείγμα SDSS ως ηλεκτρόδιο εργασίας. Τα δείγματα κόπηκαν σε κυλίνδρους διαμέτρου 11,3 mm, στις πλευρές των οποίων συγκολλήθηκαν σύρματα χαλκού. Στη συνέχεια, το δείγμα χύθηκε με εποξειδική ρητίνη, αφήνοντας μια ανοιχτή επιφάνεια εργασίας 1 cm2 ως ηλεκτρόδιο εργασίας (η κάτω επιφάνεια του κυλινδρικού δείγματος). Να είστε προσεκτικοί κατά τη σκλήρυνση του εποξειδικού και κατά την επακόλουθη λείανση και στίλβωση για να αποφύγετε ρωγμές. Η επιφάνεια εργασίας γυαλίζεται και γυαλίζεται με ένα διαμαντένιο εναιώρημα στίλβωσης με μέγεθος σωματιδίων 1 μικρόν, καθαρίζεται με απεσταγμένο νερό και αιθανόλη και ξηραίνεται σε κρύο αέρα. Πριν από τις ηλεκτροχημικές μετρήσεις, τα γυαλισμένα δείγματα εκτέθηκαν στον αέρα για αρκετές ημέρες για να σχηματίσουν μια φυσική μεμβράνη οξειδίου. Ένα υδατικό διάλυμα FeCl3 (6,0% κ.β.), σταθεροποιημένο με HCl σε pH = 1,0 ± 0,01, έχει χρησιμοποιηθεί για την επιτάχυνση της διάβρωσης του ανοξείδωτου χάλυβα55, καθώς βρίσκεται σε επιθετικά περιβάλλοντα όπου υπάρχουν ιόντα χλωρίου με ισχυρή οξειδωτική ισχύ και χαμηλό pH, όπως ορίζεται από την ASTM. Τα προτεινόμενα πρότυπα είναι τα G48 και A923. Τα δείγματα εμβαπτίστηκαν στο διάλυμα δοκιμής για 1 ώρα πριν από τη λήψη οποιωνδήποτε μετρήσεων, προκειμένου να επιτευχθεί μια κατάσταση σχεδόν στατική. Για στερεό διάλυμα, δείγματα θερμής κατεργασίας και ψυχρής έλασης, το εύρος συχνότητας μέτρησης της σύνθετης αντίστασης ήταν 1 × 105 ~ 0,1 Hz και το δυναμικό ανοιχτού κυκλώματος (OPS) ήταν 5 mV, το οποίο ήταν 0,39, 0,33 και 0,25 VSCE, αντίστοιχα. Κάθε ηλεκτροχημική δοκιμή οποιουδήποτε δείγματος επαναλήφθηκε τουλάχιστον τρεις φορές υπό τις ίδιες συνθήκες για να διασφαλιστεί η αναπαραγωγιμότητα των δεδομένων.
Για τις μετρήσεις HE-SXRD, μετρήθηκαν ορθογώνια διπλά χαλύβδινα μπλοκ 1 × 1 × 1,5 mm3 σε μια γραμμή περιστροφής Brockhouse υψηλής ενέργειας στο CLS του Καναδά για την ποσοτικοποίηση της σύνθεσης φάσης56. Η συλλογή δεδομένων πραγματοποιήθηκε σε θερμοκρασία δωματίου σε γεωμετρία Debye-Scherrer ή γεωμετρία μεταφοράς. Το μήκος κύματος των ακτίνων Χ που βαθμονομήθηκαν με το βαθμονομητή LaB6 είναι 0,212561 Å, το οποίο αντιστοιχεί σε 58 keV, το οποίο είναι πολύ υψηλότερο από αυτό του Cu Kα (8 keV) που χρησιμοποιείται συνήθως ως εργαστηριακή πηγή ακτίνων Χ. Το δείγμα τοποθετείται σε απόσταση 740 mm από τον ανιχνευτή. Ο όγκος ανίχνευσης κάθε δείγματος είναι 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, ο οποίος καθορίζεται από το μέγεθος της δέσμης και το πάχος του δείγματος. Κάθε ένα από αυτά τα δεδομένα συλλέχθηκε χρησιμοποιώντας έναν ανιχνευτή περιοχής Perkin Elmer, έναν επίπεδο ανιχνευτή ακτίνων Χ, εικονοστοιχείων 200 µm, 40 × 40 cm2, χρησιμοποιώντας χρόνο έκθεσης 0,3 δευτερολέπτων και 120 καρέ.
Οι μετρήσεις X-PEEM δύο επιλεγμένων μοντέλων συστημάτων πραγματοποιήθηκαν στον τελικό σταθμό PEEM της γραμμής Beamline MAXPEEM στο εργαστήριο MAX IV (Lund, Σουηδία). Τα δείγματα παρασκευάστηκαν με τον ίδιο τρόπο όπως για τις ηλεκτροχημικές μετρήσεις. Τα παρασκευασμένα δείγματα διατηρήθηκαν στον αέρα για αρκετές ημέρες και απαερώθηκαν σε θάλαμο εξαιρετικά υψηλού κενού πριν ακτινοβοληθούν με φωτόνια σύγχροτρον. Η ενεργειακή ανάλυση της δέσμης λαμβάνεται μετρώντας το φάσμα εξόδου ιόντων από N 1 s έως 1\(\pi _g^ \ast\) της περιοχής διέγερσης με hv = 401 eV σε N2 και την εξάρτηση της ενέργειας των φωτονίων από το E3/2.57. Η φασματική προσαρμογή έδωσε ΔE (φάσμα γραμμής) ~0,3 eV σε όλο το μετρούμενο ενεργειακό εύρος. Επομένως, η ενεργειακή ανάλυση της δέσμης υπολογίστηκε σε E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 και ροή ≈1012 ph/s χρησιμοποιώντας έναν τροποποιημένο μονοχρωμάτορα SX-700 με φράγμα Si 1200 γραμμών mm−1 για την άκρη Fe2pL2,3, την άκρη Cr2pL2,3, την άκρη Ni2pL2,3 και την άκρη CeM4,5. Επομένως, η ενεργειακή ανάλυση της δέσμης υπολογίστηκε σε E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 και ροή ≈1012 ph/s χρησιμοποιώντας έναν τροποποιημένο μονοχρωμάτορα SX-700 με πλέγμα Si 1200 γραμμών mm−1 για την άκρη Fe2p L2.3, την άκρη Cr2p L2.3, την άκρη Ni2p L2.3 και την άκρη Ce M4.5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценето ως E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 και υποτοκ ≈1012 ф/σ για χρήση modificirovannogo monohromatora SX-201 Site для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. Έτσι, η ενεργειακή ανάλυση του καναλιού δέσμης υπολογίστηκε ως E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 και ροή ≈1012 f/s χρησιμοποιώντας έναν τροποποιημένο μονοχρωμάτορα SX-700 με πλέγμα Si 1200 γραμμών/mm για την ακμή Fe 2p L2,3, την ακμή Cr 2p L2.3, την ακμή Ni 2p L2.3 και την ακμή Ce M4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s 通蛿0单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边C缹缘因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S 逹0过单色器 和 SI 1200 线 mm-1 光栅 于 Fe 2P 2P 2P L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 蒾 缹 缘Έτσι, όταν χρησιμοποιείται ένας τροποποιημένος μονοχρωμάτορας SX-700 και ένα πλέγμα Si 1200 γραμμών. 3, άκρη Cr 2p L2.3, άκρη Ni 2p L2.3 και άκρη Ce M4.5.Επεκτείνετε την ενέργεια των φωτονίων σε βήματα των 0,2 eV. Για κάθε ενέργεια, οι εικόνες PEEM καταγράφηκαν χρησιμοποιώντας έναν ανιχνευτή CMOS TVIPS F-216 με σύνδεση οπτικών ινών 2 ​​x 2 binning, παρέχοντας 1024 × 1024 pixel σε οπτικό πεδίο 20 µm. Ο χρόνος έκθεσης των εικόνων είναι 0,2 δευτερόλεπτα, με μέσο όρο 16 καρέ. Η ενέργεια της εικόνας φωτοηλεκτρονίων επιλέγεται με τέτοιο τρόπο ώστε να παρέχει το μέγιστο σήμα δευτερογενών ηλεκτρονίων. Όλες οι μετρήσεις πραγματοποιούνται σε κανονική πρόσπτωση μιας γραμμικά πολωμένης δέσμης φωτονίων. Για περισσότερες πληροφορίες σχετικά με τις μετρήσεις, ανατρέξτε σε προηγούμενη μελέτη58. Μετά τη μελέτη της λειτουργίας ανίχνευσης συνολικής απόδοσης ηλεκτρονίων (TEY)59 και της εφαρμογής της στο X-PEEM, το βάθος ανίχνευσης αυτής της μεθόδου εκτιμάται σε ~4–5 nm για το σήμα Cr και ~6 nm για το σήμα Fe. Το βάθος Cr είναι πολύ κοντά στο πάχος της μεμβράνης οξειδίου (~4 nm)60,61, ενώ το βάθος Fe είναι μεγαλύτερο από το πάχος της μεμβράνης οξειδίου. Το XAS που συλλέγεται κοντά στην άκρη FeL είναι ένα μείγμα οξειδίου του σιδήρου XAS και FeO από τη μήτρα. Στην πρώτη περίπτωση, η ένταση των εκπεμπόμενων ηλεκτρονίων οφείλεται σε όλους τους πιθανούς τύπους ηλεκτρονίων που συμβάλλουν στο TEY. Ωστόσο, ένα σήμα καθαρού σιδήρου απαιτεί υψηλότερη κινητική ενέργεια για να περάσουν τα ηλεκτρόνια από το στρώμα οξειδίου, να φτάσουν στην επιφάνεια και να συλλεχθούν από τον αναλυτή. Σε αυτήν την περίπτωση, το σήμα Fe0 οφείλεται κυρίως στα ηλεκτρόνια Auger LVV και στα δευτερογενή ηλεκτρόνια που εκπέμπονται από αυτά. Επιπλέον, η ένταση TEY που συνεισφέρουν αυτά τα ηλεκτρόνια μειώνεται κατά τη διάρκεια της διαδρομής διαφυγής ηλεκτρονίων49, μειώνοντας περαιτέρω τη φασματική υπογραφή του Fe0 στον χάρτη XAS του σιδήρου.
Η ενσωμάτωση της εξόρυξης δεδομένων σε κύβους δεδομένων (δεδομένα X-PEEM) αποτελεί βασικό βήμα για την εξαγωγή σχετικών πληροφοριών (χημικών ή φυσικών ιδιοτήτων) με πολυδιάστατο τρόπο. Η ομαδοποίηση K-means χρησιμοποιείται ευρέως σε διάφορους τομείς, όπως η μηχανική όραση, η επεξεργασία εικόνας, η μη επιβλεπόμενη αναγνώριση προτύπων, η τεχνητή νοημοσύνη και η ταξινομητική ανάλυση24. Για παράδειγμα, η ομαδοποίηση K-means εφαρμόζεται καλά στην ομαδοποίηση υπερφασματικών δεδομένων εικόνας62. Κατ' αρχήν, για δεδομένα πολλαπλών αντικειμένων, ο αλγόριθμος K-means μπορεί εύκολα να τα ομαδοποιήσει σύμφωνα με πληροφορίες σχετικά με τα χαρακτηριστικά τους (ενεργειακά χαρακτηριστικά φωτονίων). Η ομαδοποίηση K-means είναι ένας επαναληπτικός αλγόριθμος για την κατανομή δεδομένων σε K μη επικαλυπτόμενες ομάδες (συστάδες), όπου κάθε εικονοστοιχείο ανήκει σε μια συγκεκριμένη συστάδα ανάλογα με την χωρική κατανομή της χημικής ανομοιογένειας στη σύνθεση της μικροδομής του χάλυβα. Ο αλγόριθμος K-means αποτελείται από δύο βήματα: το πρώτο βήμα υπολογίζει τα K κεντροειδή και το δεύτερο βήμα αντιστοιχίζει κάθε σημείο σε μια συστάδα με γειτονικά κεντροειδή. Το κέντρο βάρους ενός cluster ορίζεται ως ο αριθμητικός μέσος όρος των σημείων δεδομένων (φασμάτων XAS) αυτού του cluster. Υπάρχουν διαφορετικές αποστάσεις για να οριστούν τα γειτονικά κεντροειδή ως Ευκλείδειες αποστάσεις. Για μια εικόνα εισόδου px,y (x και y είναι η ανάλυση σε pixel), το CK είναι το κέντρο βάρους του cluster. Αυτή η εικόνα μπορεί στη συνέχεια να τμηματοποιηθεί (ομαδοποιηθεί) σε K clusters χρησιμοποιώντας το K-means63. Τα τελικά βήματα του αλγορίθμου ομαδοποίησης K-means είναι:
Βήμα 2. Υπολογίστε τον βαθμό συμμετοχής όλων των pixel σύμφωνα με το τρέχον κεντροειδές. Για παράδειγμα, υπολογίζεται από την Ευκλείδεια απόσταση d μεταξύ του κέντρου και κάθε pixel:
Βήμα 3 Αντιστοιχίστε κάθε εικονοστοιχείο στο πλησιέστερο κεντροειδές. Στη συνέχεια, υπολογίστε ξανά τις θέσεις των K κεντροειδών ως εξής:
Βήμα 4. Επαναλάβετε τη διαδικασία (εξισώσεις (7) και (8)) μέχρι να συγκλίνουν τα κεντροειδή. Τα τελικά αποτελέσματα ποιότητας συστάδων συσχετίζονται σε μεγάλο βαθμό με τη βέλτιστη επιλογή των αρχικών κεντροειδών63. Για τη δομή δεδομένων PEEM των εικόνων χάλυβα, συνήθως το X (x × y × λ) είναι ένας κύβος δεδομένων τρισδιάστατων πινάκων, ενώ οι άξονες x και y αντιπροσωπεύουν χωρικές πληροφορίες (ανάλυση pixel) και ο άξονας λ αντιστοιχεί στην ενεργειακή φασματική λειτουργία των φωτονίων. Ο αλγόριθμος K-means χρησιμοποιήθηκε για την εξερεύνηση περιοχών ενδιαφέροντος σε δεδομένα X-PEEM διαχωρίζοντας pixel (συστάδες ή υπομπλοκ) σύμφωνα με τα φασματικά τους χαρακτηριστικά και εξάγοντας το καλύτερο κεντροειδές (φασματική καμπύλη XAS) για κάθε αναλυόμενο (συστάδα). Χρησιμοποιείται για τη μελέτη της χωρικής κατανομής, των τοπικών φασματικών αλλαγών, της συμπεριφοράς οξείδωσης και της χημικής κατάστασης. Για παράδειγμα, ο αλγόριθμος συσταδοποίησης K-means χρησιμοποιήθηκε για περιοχές Fe L-edge και Cr L-edge σε θερμής και ψυχρής έλασης X-PEEM. Διάφοροι αριθμοί K-συστάδων (μικροδομικών περιοχών) δοκιμάστηκαν για να βρεθούν οι καλύτερες συστάδες και κεντροειδή. Όταν εμφανίζεται το γράφημα, τα εικονοστοιχεία ανακατανέμονται στα σωστά κεντροειδή συστάδας. Κάθε κατανομή χρώματος αντιστοιχεί στο κέντρο της συστάδας, δείχνοντας τη χωρική διάταξη χημικών ή φυσικών αντικειμένων. Τα εξαγόμενα κεντροειδή είναι γραμμικοί συνδυασμοί καθαρών φασμάτων.
Δεδομένα που υποστηρίζουν τα αποτελέσματα αυτής της μελέτης είναι διαθέσιμα από τον αντίστοιχο συγγραφέα του WC κατόπιν εύλογου αιτήματος.
Sieurin, H. & Sandström, R. Αντοχή σε θραύση συγκολλημένου διπλού ανοξείδωτου χάλυβα. Sieurin, H. & Sandström, R. Αντοχή σε θραύση συγκολλημένου διπλού ανοξείδωτου χάλυβα. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Αντοχή σε θραύση συγκολλημένου διπλού ανοξείδωτου χάλυβα. 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. Αντοχή σε θραύση συγκολλημένων διπλών ανοξείδωτων χαλύβων.έργο. φράκταλ. γούνα. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Αντοχή στη διάβρωση διπλών ανοξείδωτων χαλύβων σε επιλεγμένα οργανικά οξέα και περιβάλλοντα οργανικών οξέων/χλωριδίων. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Αντοχή στη διάβρωση διπλών ανοξείδωτων χαλύβων σε επιλεγμένα οργανικά οξέα και περιβάλλοντα οργανικών οξέων/χλωριδίων.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. και Van Der Merwe, J. Αντοχή στη διάβρωση διπλών ανοξείδωτων χαλύβων σε περιβάλλοντα με ορισμένα οργανικά οξέα και οργανικά οξέα/χλωρίδια. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定有机酸和有机酸/氯化物环境不酸和有机酸/氯化物环境不 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相ανοξείδωτο χάλυβα在特定organic酸和Organic酸/χλωριωμένο περιβάλλον的耐而性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. και Van Der Merwe, J. Αντοχή στη διάβρωση διπλών ανοξείδωτων χαλύβων σε περιβάλλοντα με ορισμένα οργανικά οξέα και οργανικά οξέα/χλωρίδια.αντιδιαβρωτικό. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. Ιδιότητες οξείδωσης διάβρωσης διπλών κραμάτων Fe-Al-Mn-C. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Νέα γενιά υπερδιπλών χαλύβων για την παραγωγή εξοπλισμού φυσικού αερίου και πετρελαίου. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Νέα γενιά υπερδιπλών χαλύβων για την παραγωγή εξοπλισμού φυσικού αερίου και πετρελαίου.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Νέα γενιά υπερδιπλών χαλύβων για εξοπλισμό παραγωγής πετρελαίου και φυσικού αερίου.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Νέα γενιά χαλύβων super duplex για εξοπλισμό παραγωγής φυσικού αερίου και πετρελαίου. Διαδικτυακό σεμινάριο E3S. 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Διερεύνηση της συμπεριφοράς θερμής παραμόρφωσης διπλού ανοξείδωτου χάλυβα ποιότητας 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Διερεύνηση της συμπεριφοράς θερμής παραμόρφωσης διπλού ανοξείδωτου χάλυβα ποιότητας 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Μεταλλ. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Μελέτη της συμπεριφοράς θερμής παραμόρφωσης διπλού ανοξείδωτου χάλυβα τύπου 2507. Μέταλλο. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. και Utaisansuk, V. Διερεύνηση της συμπεριφοράς θερμής παραμόρφωσης διπλού ανοξείδωτου χάλυβα τύπου 2507. Μέταλλο.alma mater. έκσταση. A 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Επίδραση της ελεγχόμενης ψυχρής έλασης στη μικροδομή και τις μηχανικές ιδιότητες του ανοξείδωτου χάλυβα SAF 2507 υπερ-διπλού τύπου τροποποιημένου με δημήτριο. alma mater. the science. project. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Δομή που προκαλείται από θερμή παραμόρφωση και μηχανικές ιδιότητες ανοξείδωτου χάλυβα SAF 2507 υπερ-διπλού χάλυβα τροποποιημένου με δημήτριο. J. Alma mater. δεξαμενή αποθήκευσης. τεχνολογία. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Επίδραση των σπάνιων γαιών στην συμπεριφορά οξείδωσης σε υψηλή θερμοκρασία του ωστενιτικού χάλυβα. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Επίδραση στοιχείων σπανίων γαιών στη συμπεριφορά οξείδωσης υψηλής θερμοκρασίας του ωστενιτικού χάλυβα.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. και Zheng K. Επίδραση των σπάνιων γαιών στη συμπεριφορά του ωστενιτικού χάλυβα υπό οξείδωση σε υψηλή θερμοκρασία. 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. και Zheng K. Επίδραση των σπάνιων γαιών στη συμπεριφορά των ωστενιτικών χαλύβων σε οξείδωση σε υψηλή θερμοκρασία.διάβρωση. η επιστήμη. 164, 108359 (2020).