Hvala vam što ste posjetili Nature.com. Verzija preglednika koju koristite ima ograničenu podršku za CSS. Za najbolje iskustvo preporučujemo da koristite ažurirani preglednik (ili onemogućite način kompatibilnosti u Internet Exploreru). U međuvremenu, kako bismo osigurali kontinuiranu podršku, prikazivat ćemo stranicu bez stilova i JavaScripta.
Široko korišteni nehrđajući čelik i njegove kovane verzije otporni su na koroziju u ambijentalnim uvjetima zbog pasivizacijskog sloja koji se sastoji od kromovog oksida. Korozija i erozija čelika tradicionalno se povezuju s uništavanjem tih slojeva, ali rijetko na mikroskopskoj razini, ovisno o podrijetlu nehomogenosti površine. U ovom radu, nanoskalna površinska kemijska heterogenost otkrivena spektroskopskom mikroskopijom i kemometrijskom analizom neočekivano dominira razgradnjom i korozijom hladno valjanog super dupleks nehrđajućeg čelika 2507 (SDSS) modificiranog cerijem tijekom njegovog ponašanja vruće deformacije. s druge strane. Iako je rendgenska fotoelektronska mikroskopija pokazala relativno ujednačenu pokrivenost prirodnog sloja Cr2O3, hladno valjani SDSS pokazao je slabe rezultate pasivizacije zbog lokalizirane raspodjele nanootoka bogatih Fe3+ na sloju Fe/Cr oksida. Ovo znanje na atomskoj razini pruža duboko razumijevanje korozije nehrđajućeg čelika i očekuje se da će pomoći u borbi protiv korozije sličnih visokolegiranih metala.
Od izuma nehrđajućeg čelika, otpornost na koroziju ferokromovih legura pripisuje se kromu, koji tvori jaki oksid/oksihidroksid pokazujući pasivirajuće ponašanje u većini okruženja. U usporedbi s konvencionalnim (austenitnim i feritnim) nehrđajućim čelicima, super dupleks nehrđajući čelici (SDSS) s boljom otpornošću na koroziju imaju superiorna mehanička svojstva1,2,3. Povećana mehanička čvrstoća omogućuje lakše i kompaktnije dizajne. Nasuprot tome, ekonomični SDSS ima visoku otpornost na koroziju u obliku rupica i pukotina, što rezultira duljim vijekom trajanja i širom primjenom u kontroli onečišćenja, kemijskim spremnicima i industriji nafte i plina na moru4. Međutim, uski raspon temperatura toplinske obrade i slaba oblikovljivost sprječavaju njegovu široku praktičnu primjenu. Stoga je SDSS modificiran kako bi se poboljšala gore navedena svojstva. Na primjer, modifikacija Ce i visoki dodaci N 6, 7, 8 uvedeni su u 2507 SDSS (Ce-2507). Prikladna koncentracija od 0,08 težinskih % rijetkozemnog elementa (Ce) ima blagotvoran učinak na mehanička svojstva DSS-a, jer poboljšava profinjenost zrna i čvrstoću granica zrna. Otpornost na habanje i koroziju, vlačna čvrstoća i granica razvlačenja te obradivost u vrućim uvjetima također su poboljšane9. Velike količine dušika mogu zamijeniti skupi nikal, što SDSS čini isplativijim10.
Nedavno je SDSS plastično deformiran na različitim temperaturama (niska temperatura, hladno i vruće) kako bi se postigla izvrsna mehanička svojstva6,7,8. Međutim, izvrsna otpornost SDSS-a na koroziju posljedica je prisutnosti tankog oksidnog filma na površini, na koji utječu mnogi čimbenici, poput prisutnosti mnogih faza s različitim granicama zrna, neželjenih taloga i različitih reakcija. Unutarnja nehomogena mikrostruktura različitih austenitnih i feritnih faza deformira se7. Stoga je proučavanje mikrodomenskih svojstava takvih filmova na razini elektroničke strukture od ključne važnosti za razumijevanje korozije SDSS-a i zahtijeva složene eksperimentalne tehnike. Do sada su površinski osjetljive metode poput Augerove elektronske spektroskopije11 i rendgenske fotoelektronske spektroskopije12,13,14,15, kao i sustav tvrdih rendgenskih fotoelektrona razlikuju, ali često ne uspijevaju odvojiti kemijska stanja istog elementa u različitim točkama prostora na nanoskali. Nekoliko nedavnih studija povezalo je lokalnu oksidaciju kroma s uočenim ponašanjem korozije 17 austenitnih nehrđajućih čelika, 18 martenzitnih nehrđajućih čelika i SDSS-a 19, 20. Međutim, te su se studije uglavnom usredotočile na utjecaj heterogenosti Cr (npr. oksidacijsko stanje Cr3+) na otpornost na koroziju. Lateralnu heterogenost u oksidacijskim stanjima elemenata mogu uzrokovati različiti spojevi s istim sastavnim elementima, poput željezovih oksida. Ovi spojevi nasljeđuju termomehanički obrađenu malu veličinu blizu jedna drugoj, ali se razlikuju po sastavu i oksidacijskom stanju 16,21. Stoga, otkrivanje uništavanja oksidnih filmova, a zatim i korozije zahtijeva razumijevanje površinske nehomogenosti na mikroskopskoj razini. Unatoč tim zahtjevima, kvantitativne procjene poput lateralne oksidacijske heterogenosti, posebno željeza na nano/atomskoj skali, još uvijek nedostaju i njihov značaj za otpornost na koroziju ostaje neistražen. Do nedavno se kemijsko stanje različitih elemenata, poput Fe i Ca, kvantitativno opisivalo na uzorcima čelika korištenjem meke rendgenske fotoelektronske mikroskopije (X-PEEM) u nanoskalnim sinkrotronskim zračenjima. U kombinaciji s kemijski osjetljivim tehnikama rendgenske apsorpcijske spektroskopije (XAS), X-PEEM omogućuje XAS mjerenje s visokom prostornom i spektralnom rezolucijom, pružajući kemijske informacije o elementarnom sastavu i njegovom kemijskom stanju s prostornom rezolucijom do nanometarske skale 23. Ovo spektroskopsko promatranje mjesta inicijacije pod mikroskopom olakšava lokalne kemijske eksperimente i može prostorno prikazati prethodno neistražene kemijske promjene u Fe sloju.
Ova studija proširuje prednosti PEEM-a u otkrivanju kemijskih razlika na nanoskali i predstavlja uvidljivu metodu analize površine na atomskoj razini za razumijevanje korozijskog ponašanja Ce-2507. Koristi K-means kemometrijske podatke klastera24 za mapiranje globalnog kemijskog sastava (heterogenosti) uključenih elemenata, s njihovim kemijskim stanjima prikazanim u statističkom prikazu. Za razliku od konvencionalne korozije uzrokovane pucanjem filma kromovog oksida, trenutna slaba pasivizacija i slaba otpornost na koroziju pripisuju se lokaliziranim nanootocima bogatim Fe3+ u blizini sloja Fe/Cr oksida, što može biti napad zaštitnog oksida. On stvara film na mjestu i uzrokuje koroziju.
Korozijsko ponašanje deformiranog SDSS 2507 prvo je procijenjeno elektrokemijskim mjerenjima. Na sl. Slika 1 prikazuje Nyquistovu i Bodeovu krivulju za odabrane uzorke u kiselim (pH = 1) vodenim otopinama FeCl3 na sobnoj temperaturi. Odabrani elektrolit djeluje kao jako oksidacijsko sredstvo, karakterizirajući sklonost pasivizacijskog filma raspadanju. Iako materijal nije podvrgnut stabilnom točkastom korozijskom efektu na sobnoj temperaturi, ove su analize pružile uvid u potencijalne događaje kvara i procese nakon korozije. Ekvivalentni krug (slika 1d) korišten je za prilagođavanje spektara elektrokemijske impedancijske spektroskopije (EIS), a odgovarajući rezultati prilagođavanja prikazani su u Tablici 1. Nepotpuni polukružnici pojavili su se pri ispitivanju uzoraka obrađenih otopinom i toplo obrađenih, dok su odgovarajući komprimirani polukružnici bili hladno valjani (slika 1b). U EIS spektru, polumjer polukružnice može se smatrati polarizacijskim otporom (Rp)25,26. Rp SDSS-a tretiranog otopinom u Tablici 1 iznosi oko 135 kΩ cm-2, međutim za toplo obrađeni i hladno valjani SDSS možemo vidjeti znatno niže vrijednosti od 34,7 odnosno 2,1 kΩ cm–2. Ovo značajno smanjenje Rp ukazuje na štetan učinak plastične deformacije na pasivizaciju i otpornost na koroziju, kao što je prikazano u prethodnim izvješćima 27, 28, 29, 30.
a Nyquistov, b, c Bodeov impedancija i fazni dijagram te ekvivalentni model kruga za d, gdje je RS otpor elektrolita, Rp je polarizacijski otpor, a QCPE je oksid konstantne faze koji se koristi za modeliranje neidealnog kapaciteta (n). EIS mjerenja provedena su pri potencijalu praznog hoda.
Konstante prvog reda prikazane su na Bodeovom dijagramu, a plato visokih frekvencija predstavlja otpor elektrolita RS26. Kako se frekvencija smanjuje, impedancija se povećava i pojavljuje se negativni fazni kut, što ukazuje na dominaciju kapacitivnosti. Fazni kut se povećava, zadržavajući svoju maksimalnu vrijednost u relativno širokom frekvencijskom rasponu, a zatim se smanjuje (slika 1c). Međutim, u sva tri slučaja ova maksimalna vrijednost je i dalje manja od 90°, što ukazuje na neidealno kapacitivno ponašanje zbog kapacitivne disperzije. Stoga se QCPE konstantni fazni element (CPE) koristi za predstavljanje raspodjele međufazne kapacitivnosti izvedene iz hrapavosti ili nehomogenosti površine, posebno u smislu atomske skale, fraktalne geometrije, poroznosti elektrode, neuniformnog potencijala i raspodjele struje ovisne o površini. Geometrija elektrode31,32. Impedancija CPE:
gdje je j imaginarni broj, a ω kutna frekvencija. QCPE je frekvencijski neovisna konstanta proporcionalna aktivnoj otvorenoj površini elektrolita. n je bezdimenzijski broj snage koji opisuje odstupanje od idealnog kapacitivnog ponašanja kondenzatora, tj. što je n bliže 1, to je CPE bliži čistom kapacitetu, a ako je n blizu nuli, to je otpor. Malo odstupanje n, blizu 1, ukazuje na neidealno kapacitivno ponašanje površine nakon ispitivanja polarizacije. QCPE hladno valjanog SDSS-a je mnogo veći od sličnih proizvoda, što znači da je kvaliteta površine manje ujednačena.
U skladu s većinom svojstava otpornosti na koroziju nehrđajućih čelika, relativno visok sadržaj Cr u SDSS-u općenito rezultira superiornom otpornošću na koroziju SDSS-a zbog prisutnosti pasivnog zaštitnog oksidnog filma na površini17. Ovaj pasivizirajući film obično je bogat Cr3+ oksidima i/ili hidroksidima, uglavnom integrirajući Fe2+, Fe3+ okside i/ili (oksi)hidrokside 33. Unatoč istoj ujednačenosti površine, pasivizirajućem oksidnom sloju i odsustvu vidljivih oštećenja na površini, što je utvrđeno mikroskopskim slikama,6,7 korozijsko ponašanje toplo obrađenog i hladno valjanog SDSS-a je različito i stoga zahtijeva dubinsko proučavanje deformacijske mikrostrukture i strukturnih karakteristika čelika.
Mikrostruktura deformiranog nehrđajućeg čelika kvantitativno je istražena korištenjem unutarnjih i sinkrotronskih visokoenergetskih rendgenskih zraka (Dodatne slike 1, 2). Detaljna analiza dana je u Dodatnim informacijama. Iako uglavnom odgovaraju vrsti glavne faze, pronađene su razlike u volumskim udjelima faza, koje su navedene u Dodatnoj tablici 1. Ove razlike mogu se povezati s nehomogenim udjelima faza na površini, kao i volumetrijskim udjelima faza provedenim na različitim dubinama. Detekcija rendgenskom difrakcijom (XRD) s različitim izvorima energije upadnih fotona. Relativno veći udio austenita u hladno valjanim uzorcima, određen XRD-om iz laboratorijskog izvora, ukazuje na bolju pasivizaciju i posljedično bolju otpornost na koroziju35, dok točniji i statistički rezultati ukazuju na suprotne trendove u udjelima faza. Osim toga, otpornost čelika na koroziju ovisi i o stupnju profinjenosti zrna, smanjenju veličine zrna, povećanju mikrodeformacija i gustoći dislokacija koje se javljaju tijekom termomehaničke obrade36,37,38. Toplo obrađeni uzorci pokazuju zrnastiju prirodu, što ukazuje na zrna mikronske veličine, dok glatki prstenovi uočeni u hladno valjanim uzorcima (Dodatna slika 3) ukazuju na značajno profinjenje zrna do nanoskalnog sloja u prethodnom radu6, što bi trebalo doprinijeti pasivizaciji filma i povećanju otpornosti na koroziju. Veća gustoća dislokacija obično je povezana s nižom otpornošću na točkasto stvaranje, što se dobro slaže s elektrokemijskim mjerenjima.
Promjene kemijskih stanja mikrodomena elementarnih elemenata sustavno su proučavane korištenjem X-PEEM-a. Unatoč obilju legirajućih elemenata, ovdje su odabrani Cr, Fe, Ni i Ce39, budući da je Cr ključni element za stvaranje pasivizacijskog filma, Fe je glavni element u čeliku, a Ni poboljšava pasivizaciju i uravnotežuje feritno-austenitnu faznu strukturu i svrhu modifikacije Ce. Podešavanjem energije sinkrotronskog zračenja, RAS je premazan s površine s glavnim značajkama Cr (rub L2.3), Fe (rub L2.3), Ni (rub L2.3) i Ce (rub M4.5). Vruće oblikovanje i hladno valjanje Ce-2507 SDSS. Odgovarajuća analiza podataka provedena je uključivanjem energetske kalibracije s objavljenim podacima (npr. XAS 40, 41 na Fe L2, 3 ruba).
Na sl. Slika 2 prikazuje X-PEEM slike toplo obrađenog (sl. 2a) i hladno valjanog (sl. 2d) Ce-2507 SDSS-a i odgovarajućih XAS rubova Cr i Fe L2,3 na pojedinačno označenim mjestima. L2,3 rub XAS-a ispituje nepopunjena 3d stanja nakon fotoekscitacije elektrona na razinama cijepanja spin-orbita 2p3/2 (L3 rub) i 2p1/2 (L2 rub). Informacije o valentnom stanju Cr dobivene su iz XAS-a na L2,3 rubu na sl. 2b, e. Usporedba s judgesima. 42,43 pokazala je da su uočena četiri vrha u blizini L3 ruba, nazvana A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) i D (582,2 eV), koji odražavaju oktaedarski Cr3+, koji odgovara Cr2O3 ionu. Eksperimentalni spektri slažu se s teorijskim izračunima prikazanim na panelima b i e, dobivenim iz višestrukih izračuna kristalnog polja na granici Cr L2.3 korištenjem kristalnog polja od 2,0 eV44. Obje površine toplo obrađenog i hladno valjanog SDSS-a prekrivene su relativno jednoličnim slojem Cr2O3.
X-PEEM toplinska slika termički deformiranog SDSS-a koji odgovara b rubu Cr L2.3 i c rubu Fe L2.3, d X-PEEM toplinska slika hladno valjanog SDSS-a koji odgovara e rubu Cr L2.3 i f rubu Fe L2.3 (f). XAS spektri su prikazani na različitim prostornim položajima označenim na termalnim slikama (a, d), narančaste isprekidane linije u (b) i (e) predstavljaju simulirane XAS spektre Cr3+ s vrijednošću kristalnog polja od 2,0 eV. Za X-PEEM slike koristite toplinsku paletu za poboljšanje čitljivosti slike, gdje su boje od plave do crvene proporcionalne intenzitetu apsorpcije X-zraka (od niske do visoke).
Bez obzira na kemijsko okruženje ovih metalnih elemenata, kemijsko stanje dodataka legirajućih elemenata Ni i Ce za oba uzorka ostalo je nepromijenjeno. Dodatni crtež. Slike 5-9 prikazuju X-PEEM slike i odgovarajuće XAS spektre za Ni i Ce na različitim položajima na površini toplo obrađenih i hladno valjanih uzoraka. Ni XAS prikazuje oksidacijska stanja Ni2+ na cijeloj izmjerenoj površini toplo obrađenih i hladno valjanih uzoraka (Dodatna rasprava). Treba napomenuti da u slučaju toplo obrađenih uzoraka XAS signal Ce nije uočen, dok je u slučaju hladno valjanih uzoraka uočen spektar Ce3+. Promatranje Ce mrlja u hladno valjanim uzorcima pokazalo je da se Ce uglavnom pojavljuje u obliku taloga.
U termički deformiranom SDSS-u nije uočena lokalna strukturna promjena u XAS-u na rubu Fe L2,3 (slika 2c). Međutim, Fe matrica mikroregionalno mijenja svoje kemijsko stanje na sedam nasumično odabranih točaka hladno valjanog SDSS-a, kao što je prikazano na slici 2f. Osim toga, kako bi se dobila točna predodžba o promjenama stanja Fe na odabranim lokacijama na slici 2f, provedene su lokalne površinske studije (slika 3 i dodatna slika 10) u kojima su odabrana manja kružna područja. XAS spektri ruba Fe L2,3 α-Fe2O3 sustava i Fe2+ oktaedarskih oksida modelirani su višestrukim izračunima kristalnih polja korištenjem kristalnih polja od 1,0 (Fe2+) i 1,0 (Fe3+)44. Primjećujemo da α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 imaju različite lokalne simetrije45,46, Fe3O4 ima kombinaciju Fe2+ i Fe3+,47, a FeO45 kao formalno dvovalentni Fe2+ oksid (3d6). Primjećujemo da α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 imaju različite lokalne simetrije45,46, Fe3O4 ima kombinaciju Fe2+ i Fe3+,47, a FeO45 kao formalno dvovalentni Fe2+ oksid (3d6).Treba napomenuti da α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 imaju različite lokalne simetrije45,46, Fe3O4 kombinira i Fe2+ i Fe3+,47 a FeO45 u obliku formalno dvovalentnog oksida Fe2+ (3d6).Treba napomenuti da α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 imaju različite lokalne simetrije45,46, Fe3O4 ima kombinaciju Fe2+ i Fe3+,47 a FeO45 djeluje kao formalni dvovalentni Fe2+ oksid (3d6). Svi Fe3+ ioni u α-Fe2O3 imaju samo Oh pozicije, dok je γ-Fe2O3 obično predstavljen Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinelom s prazninama u eg pozicijama. Stoga, Fe3+ ioni u γ-Fe2O3 imaju i Td i Oh pozicije. Kao što je spomenuto u prethodnom radu,45 iako je omjer intenziteta ta dva različit, njihov omjer intenziteta eg/t2g je ≈1, dok je u ovom slučaju opaženi omjer intenziteta eg/t2g oko 1. To isključuje mogućnost da je u trenutnoj situaciji prisutan samo Fe3+. Uzimajući u obzir slučaj Fe3O4 s Fe2+ i Fe3+, prva poznata značajka koja ima slabiji (jači) L3 rub za Fe ukazuje na manje (veće) nepopunjeno stanje t2g. To se odnosi na Fe2+ (Fe3+), što pokazuje da prva značajka povećanja ukazuje na povećanje sadržaja Fe2+47. Ovi rezultati pokazuju da koegzistencija Fe2+ i γ-Fe2O3, α-Fe2O3 i/ili Fe3O4 dominira na hladno valjanoj površini kompozita.
Uvećane fotoelektronske termovizijske slike XAS spektara (a, c) i (b, d) koje prelaze rub Fe L2,3 na različitim prostornim položajima unutar odabranih područja 2 i E na slikama 2d.
Dobiveni eksperimentalni podaci (slika 4a i dodatna slika 11) prikazani su grafički i uspoređeni s podacima za čiste spojeve 40, 41, 48. Tri različite vrste eksperimentalno opaženih Fe L-rubnih XAS spektara (XAS-1, XAS-2 i XAS-3: slika 4a). Posebno je spektar 2-a (označen kao XAS-1) na slici 3b, a zatim spektar 2-b (označen kao XAS-2), opažen na cijelom području detekcije, dok su spektri poput E-3 opaženi na slici 3d (označeni kao XAS-3) opaženi na određenim lokacijama. U pravilu su korištena četiri parametra za identifikaciju postojećih valentnih stanja u proučavanom uzorku: (1) spektralne karakteristike L3 i L2, (2) energetski položaji karakteristika L3 i L2, (3) energetska razlika L3-L2, (4) omjer intenziteta L2/L3. Prema vizualnim opažanjima (slika 4a), sve tri Fe komponente, naime Fe0, Fe2+ i Fe3+, prisutne su na proučavanoj površini SDSS-a. Izračunati omjer intenziteta L2/L3 također je ukazao na prisutnost sve tri komponente.
Simulirani XAS spektri Fe s opaženim trima različitim eksperimentalnim podacima (pune linije XAS-1, XAS-2 i XAS-3 odgovaraju 2-a, 2-b i E-3 na sl. 2 i 3). Usporedba, oktaedri Fe2+, Fe3+ s vrijednostima kristalnog polja od 1,0 eV i 1,5 eV, eksperimentalni podaci izmjereni s bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) i odgovarajući optimizirani LCF podaci (puna crna linija), a također i u obliku XAS-3 spektara sa standardima Fe3O4 (mješovito stanje Fe) i Fe2O3 (čisti Fe3+).
Za kvantificiranje sastava željezovog oksida korištena je linearna kombinacija (LCF) triju standarda 40, 41, 48. LCF je implementiran za tri odabrana Fe L-rubna XAS spektra s najvećim kontrastom, naime XAS-1, XAS-2 i XAS-3, kao što je prikazano na slici 4b–d. Za LCF prilagodbe, 10% Fe0 uzeto je u obzir u svim slučajevima zbog činjenice da smo uočili malu izbočinu u svim podacima, a također i zbog činjenice da je metalno željezo glavna komponenta čelika. Doista, dubina probacije X-PEEM-a za Fe (~6 nm)49 je veća od procijenjene debljine oksidacijskog sloja (nešto > 4 nm), što omogućuje detekciju signala iz željezne matrice (Fe0) ispod pasivizacijskog sloja. Doista, dubina probacije X-PEEM-a za Fe (~6 nm)49 je veća od procijenjene debljine oksidacijskog sloja (nešto > 4 nm), što omogućuje detekciju signala iz željezne matrice (Fe0) ispod pasivizacijskog sloja. Stvarno, probna dubina X-PEEM za Fe (~ 6 nm)49 veća je od pretpostavljene debljine sloja oksidacije (malo > 4 nm), što omogućuje otkrivanje signala željezne matrice (Fe0) ispod pasivizirajućeg sloja. Doista, dubina X-PEEM sonde za Fe (~6 nm)49 je veća od pretpostavljene debljine oksidacijskog sloja (nešto >4 nm), što omogućuje detekciju signala iz željezne matrice (Fe0) ispod pasivizacijskog sloja.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 nm）49 的检测深度大于估计的氧化层厚度（略> 4 nm，允许检测来自钝化层下方的铁基体(Fe0)的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略> 4 nm） 允许 检测来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号信号 信号 信号Zapravo, otkrivena je dubina Fe (~ 6 nm) 49 s X-PEEM većom od očekivane debljine oksidnog sloja (malo > 4 nm), što omogućuje otkrivanje signala željezne matrice (Fe0) ispod pasivizirajućeg sloja. Zapravo, dubina detekcije Fe (~6 nm) 49 pomoću X-PEEM-a je veća od očekivane debljine oksidnog sloja (nešto > 4 nm), što omogućuje detekciju signala iz željezne matrice (Fe0) ispod pasivizacijskog sloja. .Različite kombinacije Fe2+ i Fe3+ su provedene kako bi se pronašlo najbolje moguće rješenje za opažene eksperimentalne podatke. Na sl. 4b prikazan je XAS-1 spektar za kombinaciju Fe2+ i Fe3+, gdje su udjeli Fe2+ i Fe3+ bili slični za oko 45%, što ukazuje na miješana oksidacijska stanja Fe. Dok za XAS-2 spektar, postotak Fe2+ i Fe3+ postaje ~30% odnosno 60%. Fe2+ ​​je manji od Fe3+. Omjer Fe2+ i Fe3, jednak 1:2, znači da se Fe3O4 može formirati u istom omjeru između Fe iona. Osim toga, za XAS-3 spektar, postotak Fe2+ i Fe3+ postaje ~10% i 80%, što ukazuje na veću konverziju Fe2+ u Fe3+. Kao što je gore spomenuto, Fe3+ može potjecati iz α-Fe2O3, γ-Fe2O3 ili Fe3O4. Kako bi se razumio najvjerojatniji izvor Fe3+, XAS-3 spektar je prikazan s različitim Fe3+ standardima na slici 4e, pokazujući sličnost s oba standarda kada se uzme u obzir vrh B. Međutim, intenzitet vrhova ramena (A: od Fe2+) i omjer intenziteta B/A ukazuju na to da je spektar XAS-3 blizak, ali se ne podudara sa spektrom γ-Fe2O3. U usporedbi s rasutim γ-Fe2O3, Fe2p XAS vrh A SDSS-a ima nešto veći intenzitet (slika 4e), što ukazuje na veći intenzitet Fe2+. Iako je spektar XAS-3 sličan spektru γ-Fe2O3, gdje je Fe3+ prisutan na pozicijama Oh i Td, identifikacija različitih valentnih stanja i koordinacije samo duž ruba L2,3 ili omjera intenziteta L2/L3 ostaje predmet tekuće istraživačke rasprave zbog složenosti različitih čimbenika koji utječu na konačni spektar41.
Uz spektralne razlike u kemijskom stanju odabranih područja interesa opisanih gore, globalna kemijska heterogenost ključnih elemenata Cr i Fe također je procijenjena klasifikacijom svih XAS spektara dobivenih na površini uzorka korištenjem K-means metode grupiranja. Rubni profili Cr L tvore dva prostorno raspoređena optimalna klastera u toplo obrađenim i hladno valjanim uzorcima prikazanim na slici 5. Jasno je da se nikakve lokalne strukturne promjene ne percipiraju kao slične, budući da su dva centroida XAS Cr spektara usporediva. Ovi spektralni oblici dvaju klastera gotovo su identični onima koji odgovaraju Cr2O342, što znači da su slojevi Cr2O3 relativno ravnomjerno raspoređeni na SDSS-u.
Cr L K-znači klastere rubnog područja, a b je odgovarajući XAS centroidi. Rezultati K-means X-PEEM usporedbe hladno valjanog SDSS-a: c Cr L2.3 rubno područje K-means klastera i d odgovarajući XAS centroidi.
Za ilustraciju složenijih mapa rubova FeL-a korištena su četiri i pet optimiziranih klastera i njihovi pripadajući centroidi (spektralni profili) za toplo obrađene i hladno valjane uzorke. Stoga se postotak (%) Fe2+ i Fe3+ može dobiti prilagođavanjem LCF-a prikazanog na sl. 4. Pseudoelektrodni potencijal Epseudo kao funkcija Fe0 korišten je za otkrivanje mikrokemijske nehomogenosti površinskog oksidnog filma. Epseudo se grubo procjenjuje pravilom miješanja,
gdje je \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) jednako \(\rm{Fe} + 2e^ – \ do \rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 odnosno 0,036 V. Regije s nižim potencijalom imaju veći sadržaj spoja Fe3+. Raspodjela potencijala u termički deformiranim uzorcima ima slojevit karakter s maksimalnom promjenom od oko 0,119 V (slika 6a, b). Ova raspodjela potencijala usko je povezana s topografijom površine (slika 6a). Nisu uočene druge promjene ovisne o položaju u temeljnoj laminarnoj unutrašnjosti (slika 6b). Naprotiv, za spoj različitih oksida s različitim sadržajem Fe2+ i Fe3+ u hladno valjanom SDSS-u može se uočiti neujednačena priroda pseudopotencijala (slika 6c, d). Fe3+ oksidi i/ili (oksi)hidroksidi glavni su sastojci hrđe u čeliku i propusni su za kisik i vodu50. U ovom slučaju, otoci bogati Fe3+ smatraju se lokalno raspoređenima i mogu se smatrati korodiranim područjima. Istovremeno, gradijent u potencijalnom polju, a ne apsolutna vrijednost potencijala, može se koristiti kao pokazatelj lokalizacije aktivnih mjesta korozije. Ova neravnomjerna raspodjela Fe2+ i Fe3+ na površini hladno valjanog SDSS-a može promijeniti lokalnu kemiju i pružiti praktičniju aktivnu površinu tijekom raspada oksidnog filma i reakcija korozije, omogućujući temeljnoj metalnoj matrici da nastavi korodirati, što rezultira unutarnjom heterogenošću. svojstva i smanjiti zaštitna svojstva pasivizirajućeg sloja.
K-means klasteri i odgovarajući XAS centroidi u rubnom području Fe L2.3 vruće deformiranog X-PEEM ac i df hladno valjanog SDSS-a. a, d K-means klasteri dijagrami preklopljeni na X-PEEM slike. Izračunati pseudoelektrodni potencijal (Epseudo) spomenut je zajedno s K-means klaster dijagramom. Svjetlina X-PEEM slike, kao i boja na slici 2, proporcionalna je intenzitetu apsorpcije X-zraka.
Relativno ujednačen Cr, ali različito kemijsko stanje Fe dovodi do različitih oštećenja oksidnog filma i obrazaca korozije kod toplo valjanog i hladno valjanog Ce-2507. Ovo svojstvo hladno valjanog Ce-2507 dobro je proučeno. Što se tiče stvaranja oksida i hidroksida Fe u okolnom zraku u ovom gotovo neutralnom radu, reakcije su sljedeće:
Gore navedene reakcije se događaju u sljedećim scenarijima na temelju X-PEEM analize. Malo rame koje odgovara Fe0 povezano je s temeljnim metalnim željezom. Reakcija metalnog Fe s okolinom rezultira stvaranjem sloja Fe(OH)2 (jednadžba (5)), koji pojačava Fe2+ signal u Fe L-rubnom XAS-u. Dugotrajno izlaganje zraku može rezultirati stvaranjem Fe3O4 i/ili Fe2O3 oksida nakon Fe(OH)252,53. Dva stabilna oblika Fe, Fe3O4 i Fe2O3, također se mogu formirati u zaštitnom sloju bogatom Cr3+, od kojih Fe3O4 preferira jednoliku i ljepljivu strukturu. Prisutnost oba rezultira miješanim oksidacijskim stanjima (XAS-1 spektar). XAS-2 spektar uglavnom odgovara Fe3O4. Dok je promatranje XAS-3 spektara na nekoliko mjesta pokazalo potpunu konverziju u γ-Fe2O3. Budući da je dubina prodiranja rasklopljenih X-zraka oko 50 nm, signal iz donjeg sloja rezultira većim intenzitetom A vrha.
XPA spektar pokazuje da Fe komponenta u oksidnom filmu ima slojevitu strukturu kombiniranu sa slojem Cr oksida. Za razliku od znakova pasivizacije zbog lokalne nehomogenosti Cr2O3 tijekom korozije, unatoč ujednačenom sloju Cr2O3 u ovom radu, u ovom slučaju se opaža niska otpornost na koroziju, posebno kod hladno valjanih uzoraka. Opaženo ponašanje može se shvatiti kao heterogenost kemijskog oksidacijskog stanja u gornjem sloju (Fe), što utječe na korozijske performanse. Zbog iste stehiometrije gornjeg sloja (željezni oksid) i donjeg sloja (kromov oksid)52,53, bolja interakcija (adhezija) između njih dovodi do sporog transporta metalnih ili kisikovih iona u rešetki, što zauzvrat dovodi do povećanja otpornosti na koroziju. Stoga je kontinuirani stehiometrijski omjer, tj. jedno oksidacijsko stanje Fe, poželjniji od naglih stehiometrijskih promjena. Toplinski deformirani SDSS ima ujednačeniju površinu, gušći zaštitni sloj i bolju otpornost na koroziju. Dok kod hladno valjanog SDSS-a, prisutnost otoka bogatih Fe3+ ispod zaštitnog sloja narušava integritet površine i uzrokuje galvansku koroziju s obližnjom podlogom, što dovodi do naglog pada Rp (Tablica 1). EIS spektar i njegova otpornost na koroziju su smanjeni. Može se vidjeti da lokalna raspodjela otoka bogatih Fe3+ zbog plastične deformacije uglavnom utječe na otpornost na koroziju, što je proboj u ovom radu. Stoga ova studija prikazuje spektroskopske mikroskopske slike smanjenja otpornosti na koroziju uzoraka SDSS-a proučavanih metodom plastične deformacije.
Osim toga, iako legiranje rijetkih zemalja u dvofaznim čelicima pokazuje bolje performanse, interakcija ovog aditiva s pojedinačnom čeličnom matricom u smislu korozijskog ponašanja prema spektroskopskoj mikroskopiji ostaje neuhvatljiva. Pojava Ce signala (putem XAS M-rubova) pojavljuje se samo na nekoliko mjesta tijekom hladnog valjanja, ali nestaje tijekom vruće deformacije SDSS-a, što ukazuje na lokalno taloženje Ce u čeličnoj matrici, a ne na homogeno legiranje. Iako ne poboljšava značajno mehanička svojstva SDSS-a6,7, prisutnost elemenata rijetkih zemalja smanjuje veličinu uključaka i smatra se da inhibira koroziju u početnom području54.
Zaključno, ovaj rad otkriva utjecaj površinske heterogenosti na koroziju 2507 SDSS modificiranog cerijem kvantificiranjem kemijskog sadržaja nanoskalnih komponenti. Odgovaramo na pitanje zašto nehrđajući čelik korodira čak i ispod zaštitnog oksidnog sloja kvantificiranjem njegove mikrostrukture, površinske kemije i obrade signala korištenjem K-means grupiranja. Utvrđeno je da su otoci bogati Fe3+, uključujući njihovu oktaedarsku i tetraedarsku koordinaciju duž cijelog svojstva miješanog Fe2+/Fe3+, izvor oštećenja i korozije hladno valjanog oksidnog filma SDSS-a. Nanootoci u kojima dominira Fe3+ dovode do slabe otpornosti na koroziju čak i u prisutnosti dovoljnog stehiometrijskog pasivizirajućeg sloja Cr2O3. Osim metodološkog napretka u određivanju utjecaja nanoskalne kemijske heterogenosti na koroziju, očekuje se da će tekući rad inspirirati inženjerske procese za poboljšanje otpornosti nehrđajućih čelika na koroziju tijekom proizvodnje čelika.
Za pripremu ingota Ce-2507 SDSS korištenog u ovoj studiji, miješani sastav koji uključuje Fe-Ce glavnu leguru zatvorenu čistom željeznom cijevi rastaljen je u indukcijskoj peći srednje frekvencije od 150 kg kako bi se dobio rastaljeni čelik i izlio u kalup. Izmjereni kemijski sastavi (tež.%) navedeni su u Dodatnoj tablici 2. Ingoti se prvo vruće kuju u blokove. Zatim su žareni na 1050 °C tijekom 60 minuta kako bi se dobio čelik u stanju čvrste otopine, a zatim kaljeni u vodi na sobnu temperaturu. Proučavani uzorci detaljno su proučavani pomoću TEM-a i DOE-a kako bi se proučile faze, veličina zrna i morfologija. Detaljnije informacije o uzorcima i proizvodnom procesu mogu se pronaći u drugim izvorima6,7.
Cilindrični uzorci (φ10 mm × 15 mm) za vruću kompresiju obrađeni su tako da je os cilindra bila paralelna sa smjerom deformacije bloka. Visokotemperaturna kompresija provedena je na različitim temperaturama u rasponu od 1000-1150°C pomoću toplinskog simulatora Gleeble-3800 pri konstantnoj brzini deformacije u rasponu od 0,01-10 s-1. Prije deformacije, uzorci su zagrijavani brzinom od 10 °C s-1 tijekom 2 minute na odabranoj temperaturi kako bi se eliminirao temperaturni gradijent. Nakon postizanja ujednačenosti temperature, uzorak je deformiran do stvarne vrijednosti deformacije od 0,7. Nakon deformacije, uzorci su odmah kaljeni vodom kako bi se sačuvala deformirana struktura. Očvrsli uzorak se zatim reže paralelno sa smjerom kompresije. Za ovo konkretno istraživanje odabrali smo uzorak s uvjetima vruće deformacije od 1050°C, 10 s-1 jer je uočena mikrotvrdoća bila veća nego kod ostalih uzoraka7.
Masivni uzorci (80 × 10 × 17 mm3) krute otopine Ce-2507 korišteni su u trofaznom asinkronom dvovaljnom mlinu LG-300 s najboljim mehaničkim svojstvima među svim ostalim razinama deformacije6. Brzina deformacije i smanjenje debljine za svaki put iznose 0,2 m·s-1 odnosno 5%.
Za SDSS elektrokemijska mjerenja korištena je Autolab PGSTAT128N elektrokemijska radna stanica nakon hladnog valjanja do 90% smanjenja debljine (1,0 ekvivalent pravog naprezanja) i nakon vrućeg prešanja na 1050°C tijekom 10 s-1 do pravog naprezanja od 0,7. Radna stanica ima ćeliju s tri elektrode sa zasićenom kalomelom elektrodom kao referentnom elektrodom, grafitnom protuelektrodom i SDSS uzorkom kao radnom elektrodom. Uzorci su izrezani u cilindre promjera 11,3 mm, na čije su stranice zalemljene bakrene žice. Uzorci su zatim fiksirani epoksidnom smolom, ostavljajući radnu otvorenu površinu od 1 cm2 kao radnu elektrodu (donja strana cilindričnog uzorka). Budite oprezni tijekom stvrdnjavanja epoksidne smole i naknadnog brušenja i poliranja kako biste izbjegli pucanje. Radne površine su brušene i polirane dijamantnom suspenzijom za poliranje s veličinom čestica 1 μm, oprane destiliranom vodom i etanolom te sušene na hladnom zraku. Prije elektrokemijskih mjerenja, polirani uzorci su nekoliko dana izloženi zraku kako bi se formirao prirodni oksidni film. Vodena otopina FeCl3 (6,0 tež.%), stabilizirana na pH = 1,0 ± 0,01 s HCl prema ASTM preporukama, koristi se za ubrzavanje korozije nehrđajućeg čelika55 jer je korozivan u prisutnosti kloridnih iona s jakim oksidacijskim kapacitetom i niskim pH prema ekološkim standardima G48 i A923. Uronite uzorak u ispitnu otopinu na 1 sat kako biste postigli gotovo stabilno stanje prije bilo kakvih mjerenja. Za uzorke u čvrstoj otopini, vruće oblikovane i hladno valjane uzorke, mjerenja impedancije provedena su pri potencijalima otvorenog kruga (OPC) od 0,39, 0,33 i 0,25 V, u frekvencijskom rasponu od 1 x 105 do 0,1 Hz s amplitudom od 5 mV. Sva kemijska ispitivanja ponovljena su najmanje 3 puta pod istim uvjetima kako bi se osigurala ponovljivost podataka.
Za HE-SXRD mjerenja, izmjereni su pravokutni dupleks čelični blokovi dimenzija 1 × 1 × 1,5 mm3 kako bi se kvantificirao sastav faze snopa Brockhouseovog visokoenergetskog wigglera u CLS-u, Kanada56. Prikupljanje podataka provedeno je u Debye-Scherrerovoj geometriji ili transmisijskoj geometriji na sobnoj temperaturi. Valna duljina X-zraka kalibrirana kalibratorom LaB6 iznosi 0,212561 Å, što odgovara 58 keV, što je mnogo više od Cu Kα (8 keV) koji se obično koristi kao laboratorijski izvor X-zraka. Uzorak je bio smješten na udaljenosti od 740 mm od detektora. Volumen detekcije svakog uzorka iznosi 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, što je određeno veličinom snopa i debljinom uzorka. Svi podaci prikupljeni su pomoću Perkin Elmerovog površinskog detektora, ravnog panela X-zračnog detektora, 200 µm piksela, 40 × 40 cm2, korištenjem vremena ekspozicije od 0,3 s i 120 okvira.
X-PEEM mjerenja dvaju odabranih modelnih sustava provedena su na krajnjoj stanici Beamline MAXPEEM PEEM u laboratoriju MAX IV (Lund, Švedska). Uzorci su pripremljeni na isti način kao i za elektrokemijska mjerenja. Pripremljeni uzorci su nekoliko dana držani na zraku i degazirani u komori ultravisokog vakuuma prije ozračivanja sinkrotronskim fotonima. Energetska rezolucija linije snopa dobivena je mjerenjem spektra prinosa iona u području pobude od N 1 s do 1\(\pi _g^ \ast\) blizu hv = 401 eV u N2 s ovisnošću energije fotona o E3/2, 57. Aproksimacijski spektri dali su ΔE (širinu spektralne linije) od oko 0,3 eV u izmjerenom energetskom rasponu. Stoga je energetska rezolucija snopa procijenjena na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 i fluks ≈1012 ph/s korištenjem modificiranog SX-700 monokromatora s Si rešetkom od 1200 linija mm−1 za rub Fe 2p L2,3, rub Cr 2p L2,3, rub Ni 2p L2,3 i rub Ce M4,5. Stoga je procijenjena rezolucija energije linije snopa na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 i tok ≈1012 ph/s korištenjem modificiranog monokromatora SX-700 s rešetkom Si od 1200 linija mm−1 za rub Fe 2p L2.3, rub Cr 2p L2.3, rub Ni 2p L2.3 i rub Ce M4.5. Prema tome, energetska razlučivost kanala pucketa ocijenjena je kao E/∆E = 700 éV/0,3 éV > 2000 i protok ≈1012 f/s pri korištenju modificiranog monohromatora SX-700 s rešetkom Si 1200 štihova/mm za Fe krome 2p L2,3, krome Cr 2p L2,3, krome Ni 2p L2,3 i krom Ce M4,5. Stoga je energetska rezolucija kanala snopa procijenjena kao E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 i fluks ≈1012 f/s korištenjem modificiranog monokromatora SX-700 s Si rešetkom od 1200 linija/mm za Fe rub 2p L2,3, Cr rub 2p L2,3, Ni rub 2p L2,3 i Ce rub M4,5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，通过使用带有Si 1200 线mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缘和Ce M4,5边缘。因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S ， 使用 带有带有 1200 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘。Dakle, kada se koristi modificirani monokromator SX-700 s Si rešetkom od 1200 linija, 3, Cr rub 2p L2.3, Ni rub 2p L2.3 i Ce rub M4.5.Energija fotona skeniranja u koracima od 0,2 eV. Pri svakoj energiji, PEEM slike su snimljene pomoću TVIPS F-216 CMOS detektora spojenog vlaknima s 2 x 2 spremnika, koji pruža rezoluciju od 1024 × 1024 piksela u vidnom polju od 20 µm. Vrijeme ekspozicije slika bilo je 0,2 s, s prosjekom od 16 kadrova. Energija slike fotoelektrona odabrana je na način da osigura maksimalni signal sekundarnih elektrona. Sva mjerenja su provedena pri normalnom upadu pomoću linearno polariziranog snopa fotona. Više informacija o mjerenjima može se pronaći u prethodnoj studiji. Nakon proučavanja načina detekcije ukupnog prinosa elektrona (TEY) i njegove primjene u X-PEEM49, procijenjena je dubina probne metode na oko 4-5 nm za Cr signal i oko 6 nm za Fe. Dubina Cr je vrlo blizu debljini oksidnog filma (~4 nm)60,61 dok je dubina Fe veća od debljine. XRD prikupljen na rubu FeL je mješavina XRD željeznih oksida i Fe0 iz matrice. U prvom slučaju, intenzitet emitiranih elektrona dolazi od svih mogućih vrsta elektrona koji doprinose TEY-u. Međutim, signal čistog željeza zahtijeva veću kinetičku energiju da bi elektroni prošli kroz sloj oksida do površine i bili prikupljeni analizatorom. U ovom slučaju, Fe0 signal uglavnom je posljedica LVV Augerovih elektrona, kao i sekundarnih elektrona koje oni emitiraju. Osim toga, TEY intenzitet koji doprinose ovi elektroni opada tijekom puta bijega elektrona, što dodatno smanjuje spektralni odziv Fe0 na XAS mapi željeza.
Integriranje rudarenja podataka u podatkovnu kocku (X-PEEM podaci) ključni je korak u izdvajanju relevantnih informacija (kemijskih ili fizikalnih svojstava) u višedimenzionalnom pristupu. K-means klasteriranje se široko koristi u nekoliko područja, uključujući strojni vid, obradu slike, nenadzirano prepoznavanje uzoraka, umjetnu inteligenciju i klasifikacijsku analizu. Na primjer, K-means klasteriranje se dobro pokazalo u klasteriranju hiperspektralnih slikovnih podataka. U principu, za podatke s više značajki, K-means algoritam ih može lako grupirati na temelju informacija o njihovim atributima (svojstva energije fotona). K-means klasteriranje je iterativni algoritam za dijeljenje podataka u K nepreklapajućih skupina (klastera), gdje svaki piksel pripada određenom klasteru ovisno o prostornoj raspodjeli kemijske nehomogenosti u sastavu mikrostrukture čelika. K-means algoritam uključuje dvije faze: u prvoj fazi izračunava se K centroida, a u drugoj fazi svakoj točki se dodjeljuje klaster sa susjednim centroidima. Težište klastera definirano je kao aritmetička sredina podatkovnih točaka (XAS spektar) za taj klaster. Postoje različite udaljenosti za definiranje susjednih centroida kao euklidske udaljenosti. Za ulaznu sliku px,y (gdje su x i y rezolucija u pikselima), CK je težište klastera; ova slika se zatim može segmentirati (klasterirati) u K klastera pomoću K-means63. Završni koraci K-means algoritma klasteriranja su:
Korak 2. Izračunajte pripadnost svih piksela prema trenutnom centroidu. Na primjer, izračunava se iz euklidske udaljenosti d između središta i svakog piksela:
Korak 3. Dodijelite svaki piksel najbližem centroidu. Zatim ponovno izračunajte K položaja centroida na sljedeći način:
Korak 4. Ponovite postupak (jednadžbe (7) i (8)) dok se centroidi ne konvergiraju. Konačni rezultati kvalitete grupiranja snažno su korelirani s najboljim izborom početnih centroida. Za PEEM strukturu podataka slika čelika, tipično je X (x × y × λ) kocka 3D podataka polja, dok osi x i y predstavljaju prostorne informacije (rezolucija piksela), a os λ odgovara spektralnoj slici energije fotona. K-means algoritam koristi se za istraživanje područja interesa u X-PEEM podacima odvajanjem piksela (klastera ili podblokova) prema njihovim spektralnim značajkama i izdvajanjem najboljih centroida (XAS spektralni profili) za svaki analit. klaster). Koristi se za proučavanje prostorne raspodjele, lokalnih spektralnih promjena, oksidacijskog ponašanja i kemijskih stanja. Na primjer, K-means algoritam grupiranja korišten je za Fe L-rubna područja i Cr L-rubna područja u toplo obrađenom i hladno valjanom X-PEEM-u. Testirani su različiti brojevi K klastera (regija mikrostrukture) kako bi se pronašli optimalni klasteri i centroidi. Kada se prikažu ovi brojevi, pikseli se preraspodijele u odgovarajuće centroide klastera. Svaka raspodjela boja odgovara središtu klastera, prikazujući prostorni raspored kemijskih ili fizičkih objekata. Izdvojeni centroidi su linearne kombinacije čistih spektara.
Podaci koji podupiru rezultate ove studije dostupni su na razuman zahtjev od odgovarajućeg autora WC-a.
Sieurin, H. & Sandström, R. Lomna žilavost zavarenog dupleks nehrđajućeg čelika. Sieurin, H. & Sandström, R. Lomna žilavost zavarenog dupleks nehrđajućeg čelika. Sieurin, H. & Sandström, R. Vâzkostʹ razrušeniâ svarnoj dupleksnoj neržaveûŝej stali. Sieurin, H. & Sandström, R. Lomna žilavost zavarenog dupleks nehrđajućeg čelika. Sieurin, H. & Sandström, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandstrom, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandström, R. Vâzkostʹ razrušeniâ svarnyh dupleksnyh neržaveûŝih stalej. Sieurin, H. & Sandström, R. Lomna žilavost zavarenih dupleks nehrđajućih čelika.Britanija. Razlomljeni dio. krzno. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH i Van Der Merwe, J. Otpornost na koroziju dupleks nehrđajućih čelika u odabranim organskim kiselinama i okruženjima organskih kiselina/klorida. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH i Van Der Merwe, J. Otpornost na koroziju dupleks nehrđajućih čelika u odabranim organskim kiselinama i okruženjima organskih kiselina/klorida.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. i Van Der Merwe, J. Otpornost na koroziju dupleks nehrđajućih čelika u okruženjima s nekim organskim kiselinama i organskim kiselinama/kloridima. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环境中的耐腐蚀性。 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相nehrđajući čelik在特定的organsko酸和organsko酸/klorirano okruženje的耐过性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. i Van Der Merwe, J. Otpornost na koroziju dupleks nehrđajućih čelika u odabranim okruženjima organskih kiselina i organskih kiselina/klorida.konzervans. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. i dr. Korozijsko-oksidativno ponašanje Fe-Al-Mn-C dupleks legura. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Šurigin, D., Dub, V., Kosyrev, K. i Balikoev, A. Nova generacija super dupleks čelika za opremu za proizvodnju plina i nafte. Levkov, L., Šurigin, D., Dub, V., Kosyrev, K. i Balikoev, A. Nova generacija super dupleks čelika za opremu za proizvodnju plina i nafte.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generacija super dupleks čelika za opremu za proizvodnju nafte i plina.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generacija super dupleks čelika za opremu za proizvodnju plina i nafte. Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. i Uthaisangsuk, V. Istraživanje ponašanja vruće deformacije dupleks nehrđajućeg čelika klase 2507. Metall. Kingklang, S. i Uthaisangsuk, V. Istraživanje ponašanja vruće deformacije dupleks nehrđajućeg čelika klase 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Istraživanje povođenja vruće deformacije dupleksne neržavejuće stali marke 2507. Metall. Kingklang, S. i Uthaisangsuk, V. Studija ponašanja vruće deformacije dupleks nehrđajućeg čelika tipa 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究。Kingklang, S. i Utaisansuk, V. Istraživanje ponašanja vruće deformacije dupleks nehrđajućeg čelika tipa 2507. Metal.alma mater. trans. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. i dr. Utjecaj kontroliranog hladnog valjanja na mikrostrukturu i mehanička svojstva cerijem modificiranog superdupleks nehrđajućeg čelika SAF 2507. alma mater. znanost. Britanija. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. i dr. Strukturna i mehanička svojstva izazvana toplinskom deformacijom cerijem modificiranog superdupleksnog nehrđajućeg čelika SAF 2507. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Utjecaj rijetkih zemnih elemenata na ponašanje austenitnog čelika pri oksidaciji na visokim temperaturama. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Utjecaj rijetkih zemnih elemenata na ponašanje austenitnog čelika pri oksidaciji na visokim temperaturama.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. i Zheng K. Utjecaj rijetkih zemnih elemenata na ponašanje austenitnog čelika pri oksidaciji na visokim temperaturama. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. i Zheng, K. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. i Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. i Zheng K. Utjecaj rijetkih zemnih elemenata na ponašanje austenitnih čelika pri oksidaciji na visokim temperaturama.koros. znanost. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Utjecaj Ce na mikrostrukturu i svojstva superferitnih nehrđajućih čelika 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Utjecaj Ce na mikrostrukturu i svojstva superferitnih nehrđajućih čelika 27Cr-3.8Mo-2Ni.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. i Sun S. Utjecaj Se na mikrostrukturu i svojstva superferitnih nehrđajućih čelika 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能的影响。 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Utjecaj Ce na mikrostrukturu i svojstva nehrđajućeg čelika 27Cr-3.8Mo-2Ni super-čelika. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Utjecaj Ce na mikrostrukturu i svojstva superferritnog neržavejućeg stali 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. i Sun, S. Utjecaj Ce na mikrostrukturu i svojstva superferitnog nehrđajućeg čelika 27Cr-3,8Mo-2Ni.Željezni znak. Steelmak 47, 67–76 (2020).