Hvala vam što ste posjetili Nature.com. Koristite verziju preglednika s ograničenom CSS podrškom. Za najbolje iskustvo preporučujemo da koristite ažuriranu verziju preglednika (ili onemogućite način kompatibilnosti u Internet Exploreru). Osim toga, kako bismo osigurali kontinuiranu podršku, stranicu prikazujemo bez stilova i JavaScripta.
Prikazuje vrtuljak s tri slajda odjednom. Koristite gumbe Prethodno i Sljedeće za pomicanje kroz tri slajda odjednom ili upotrijebite klizače na kraju za pomicanje kroz tri slajda odjednom.
Široko korišteni nehrđajući čelik i njegove kovane verzije otporni su na koroziju u ambijentalnim uvjetima zbog pasivizacijskog sloja koji se sastoji od kromovog oksida. Korozija i erozija čelika obično su povezane s uništavanjem tih slojeva, ali rijetko s pojavom površinskih nehomogenosti, ovisno o mikroskopskoj razini. U ovom radu, nanoskalna kemijska heterogenost površine, otkrivena spektroskopskom mikroskopijom i kemometrijskom analizom, neočekivano dominira lomom i korozijom hladno valjanog super dupleks nehrđajućeg čelika 2507 (SDSS) modificiranog cerijem tijekom njegove vruće deformacije. Iako je rendgenska fotoelektronska mikroskopija pokazala relativno ujednačenu pokrivenost prirodnog sloja Cr2O3, performanse pasivizacije hladno valjanog SDSS-a bile su slabe zbog lokalne 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, antikorozivna svojstva ferokroma pripisuju se kromu, koji tvori jake okside/oksihidrokside i pokazuje pasivirajuće ponašanje u većini okruženja. U usporedbi s konvencionalnim (austenitnim i feritnim) nehrđajućim čelicima 1, 2, 3, super dupleks nehrđajući čelici (SDSS) imaju bolju otpornost na koroziju i izvrsna mehanička svojstva. 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, čime se proširuje njegova primjena na kontrolu onečišćenja, spremnike za kemikalije i industriju nafte i plina na moru4. Međutim, uski raspon temperatura toplinske obrade i slaba oblikovljivost sprječavaju njihovu široku praktičnu primjenu. Stoga se SDSS modificira kako bi se poboljšale gore navedene performanse. Na primjer, modifikacija Ce uvedena je u SDSS 2507 (Ce-2507) s visokim udjelom dušika6,7,8. Rijetkozemni element (Ce) u odgovarajućoj koncentraciji od 0,08 tež.% 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 se poboljšavaju9. Velike količine dušika mogu zamijeniti skupi nikal, što SDSS čini isplativijim10.
Nedavno je SDSS plastično deformiran na različitim temperaturama (kriogenim, hladnim i vrućim) kako bi se postigla izvrsna mehanička svojstva6,7,8. Međutim, izvrsna otpornost SDSS-a na koroziju zbog prisutnosti tankog oksidnog filma na površini ovisi o mnogim čimbenicima poput inherentne heterogenosti zbog prisutnosti heterogenih faza s različitim granicama zrna, neželjenih taloga i različitog odziva. deformacije austenitnih i feritnih faza7. Stoga proučavanje mikroskopskih svojstava domena takvih filmova do razine elektroničke strukture postaje ključno za razumijevanje korozije SDSS-a i zahtijeva složene eksperimentalne tehnike. Do sada, metode osjetljive na površinu poput Augerove elektronske spektroskopije11 i rendgenske fotoelektronske spektroskopije12,13,14,15 te mikroskopije tvrde rendgenske fotoemisije (HAX-PEEM)16 uglavnom nisu uspjele otkriti kemijske razlike u površinskim slojevima. kemijska stanja istog elementa na različitim mjestima u nanoskalnom prostoru. Nekoliko nedavnih studija koreliralo je lokaliziranu oksidaciju kroma s opaženim ponašanjem korozije austenitnih nehrđajućih čelika17, martenzitnih čelika18 i SDSS19,20. 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, koji su naslijedili malu veličinu kao rezultat termomehaničke obrade, nalaze se u neposrednoj blizini jedan drugome, ali se razlikuju po sastavu i oksidacijskom stanju16,21. Stoga je, kako bi se otkrilo pucanje oksidnih filmova i naknadno korozijsko tačkasto nakupljanje, potrebno razumjeti površinsku heterogenost na mikroskopskoj razini. Unatoč tim zahtjevima, kvantitativne procjene poput lateralne heterogenosti u oksidaciji, posebno za Fe na nano- i atomskoj skali, još uvijek nedostaju, a njezina korelacija s otpornošću na koroziju ostaje neistražena. Do nedavno, kemijsko stanje različitih elemenata, poput Fe i Ca22, na uzorcima čelika kvantitativno je karakterizirano korištenjem meke rendgenske fotoelektronske mikroskopije (X-PEEM) u nanoskalnim sinkrotronskim zračenjima. U kombinaciji s kemijski osjetljivom rendgenskom apsorpcijskom spektroskopijom (XAS), X-PEEM omogućuje XAS mjerenja s visokom prostornom i spektralnom rezolucijom, pružajući kemijske informacije o sastavu elemenata i njihovom kemijskom stanju s prostornom rezolucijom do dvadeset i tri nanometarske skale. Ovo spektromikroskopsko promatranje početka olakšava lokalna kemijska promatranja i može pokazati kemijske promjene u prostoru sloja željeza koje prethodno nisu istraživane.
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 klasterirani K-means24 kemometrijski pristup za mapiranje globalne kemijske (hetero)homogenosti uključenih elemenata, čija su kemijska stanja prikazana u statističkom prikazu. Za razliku od korozije pokrenute uništavanjem filma kromovog oksida u tradicionalnom slučaju, manja pasivizacija i niža otpornost na koroziju trenutno se pripisuju lokaliziranim nanootocima bogatim Fe3+ u blizini sloja Fe/Cr oksida, što mogu biti zaštitna svojstva. Oksid uništava točkasti film 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 kiseloj (pH = 1) vodenoj otopini FeCl3 na sobnoj temperaturi. Odabrani elektrolit djeluje kao jako oksidacijsko sredstvo, karakterizirajući sklonost pasivizacijskog filma raspadanju. Iako materijal nije podvrgnut stabilnom točkastom stvaranju korozije na sobnoj temperaturi, analiza je pružila uvid u moguće događaje kvara i naknadnu koroziju. Ekvivalentni krug (slika 1d) korišten je za prilagođavanje spektra elektrokemijske impedancijske spektroskopije (EIS), a odgovarajući rezultati prilagođavanja prikazani su u Tablici 1. Nepotpuni polukrugovi pojavljuju se u uzorcima obrađenim otopinom i toplo obrađenim, dok se komprimirani polukrugovi pojavljuju u hladno valjanim uzorcima (slika 1b). U EIS spektroskopiji, polumjer polukruga može se smatrati polarizacijskim otporom (Rp)25,26. Rp za pistu tretiranu otopinom u Tablici 1 iznosi oko 135 kΩ cm–2, međutim, vrijednosti za toplo obrađenu i hladno valjanu pistu su znatno niže, 34,7 odnosno 2,1 kΩ cm–2. Ovo značajno smanjenje Rp pokazuje štetan učinak plastične deformacije na pasivizaciju i otpornost na koroziju, kao što je prikazano u prethodnim izvješćima27,28,29,30.
a Nyquistov, b, c Bodeov impedancija i fazni dijagram, i d odgovarajući ekvivalentni modeli krugova, gdje je RS otpor elektrolita, Rp je polarizacijski otpor, a QCPE je oksid elementa konstantne faze koji se koristi za modeliranje neidealnog kapaciteta (n). EIS mjerenja se provode pri potencijalu otvorenog kruga.
Simultane konstante prikazane su na Bodeovom dijagramu, s platoom u visokofrekventnom rasponu koji 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 maksimum u relativno širokom frekvencijskom rasponu, a zatim se smanjuje (slika 1c). Međutim, u sva tri slučaja, ovaj maksimum je i dalje manji od 90°, što ukazuje na neidealno kapacitivno ponašanje zbog kapacitivne disperzije. Stoga se QCPE konstantni fazni element (CPE) koristi za predstavljanje raspodjele međufaznog kapaciteta koje proizlaze iz hrapavosti ili nehomogenosti površine, posebno na atomskoj skali, fraktalne geometrije, poroznosti elektroda, neuniformnog potencijala i geometrije s oblikom elektroda31,32. Impedancija CPE:
gdje je j imaginarni broj, a ω kutna frekvencija. QCPE je frekvencijski neovisna konstanta koja je proporcionalna efektivnoj otvorenoj površini elektrolita. n je bezdimenzijski broj snage koji opisuje odstupanje kondenzatora od idealnog kapaciteta, tj. što je n bliže 1, to je CPE bliži čisto kapacitivnom, dok ako je n blizu nuli, čini se otpornim. Mala odstupanja n, blizu 1, ukazuju na neidealno kapacitivno ponašanje površine nakon polarizacijskih ispitivanja. QCPE hladno valjanog SDSS-a znatno je veći od njegovih pandana, 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 izvrsnom otpornošću na koroziju SDSS-a zbog prisutnosti pasivizirajućeg zaštitnog oksidnog filma na površini17. Takvi pasivizirajući filmovi obično su bogati Cr3+ oksidima i/ili hidroksidima, uglavnom u kombinaciji s Fe2+, Fe3+ oksidima i/ili (oksi)hidroksidima33. Unatoč istoj ujednačenosti površine, pasivizirajućem oksidnom sloju i bez uočenog površinskog pucanja prema mikroskopskim mjerenjima6,7, korozijsko ponašanje toplo obrađenog i hladno valjanog SDSS-a je različito, stoga je potrebno dubinsko proučavanje mikrostrukturnih karakteristika za deformaciju čelika.
Mikrostruktura deformiranog nehrđajućeg čelika kvantitativno je proučavana korištenjem intrinzičnih i sinkrotronskih visokoenergetskih X-zraka (Dodatne slike 1, 2). Detaljna analiza dana je u Dodatnim informacijama. Iako postoji opći konsenzus o vrsti glavne faze, pronađene su razlike u udjelima faze u rasutom stanju, koje su navedene u Dodatnoj tablici 1. Ove razlike mogu biti posljedica nehomogenih udjela faze na površini i u volumenu, na koje utječu različite dubine detekcije difrakcije X-zraka (XRD). ) s različitim izvorima energije upadnih fotona34. Relativno visoki udjeli austenita u hladno valjanim uzorcima određeni XRD-om iz laboratorijskog izvora ukazuju na bolju pasivizaciju, a zatim i bolju otpornost na koroziju35, dok točniji i statistički rezultati sugeriraju suprotne trendove u udjelima faze. Osim toga, otpornost čelika na koroziju također ovisi o stupnju profinjenosti zrna, smanjenju veličine zrna, povećanju mikrodeformacija i gustoći dislokacija koje se javljaju tijekom termomehaničke obrade36,37,38. Toplo obrađeni uzorci pokazali su zrnastiju prirodu, što ukazuje na zrna mikronske veličine, dok su glatki prstenovi uočeni u hladno valjanim uzorcima (Dodatna slika 3) ukazivali na značajno profinjenje zrna do nano veličine u prethodnom radu. To bi trebalo pogodovati stvaranju pasivnog 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 kemijskog stanja mikrodomena glavnih elemenata sustavno su proučavane pomoću X-PEEM-a. Iako postoji više legirajućih elemenata, ovdje su odabrani Cr, Fe, Ni i Ce39, budući da je Cr ključni element za stvaranje pasivnog filma, Fe je glavni element za čelik, a Ni poboljšava pasivizaciju i uravnotežuje feritno-austenitnu fazu. Struktura i modifikacija su svrha Ce-a. Podešavanjem energije sinkrotronskog snopa, XAS je uhvatio glavne karakteristike Cr (rub L2.3), Fe (rub L2.3), Ni (rub L2.3) i Ce (rub M4.5) s površine. -2507 SDSS. Odgovarajuća analiza podataka provedena je uključivanjem kalibracije energije s objavljenim podacima (npr. XAS na Fe L2, 3 rebra40,41).
Na sl. Slika 2 prikazuje X-PEEM slike toplo obrađenog (sl. 2a) i hladno valjanog (sl. 2d) Ce-2507 SDSS-a i odgovarajućih XAS Cr i Fe L2,3 rubova na pojedinačno označenim pozicijama. L2,3 XAS rub istražuje nepopunjena 3d stanja elektrona nakon fotoekscitacije na razinama cijepanja spin-orbita 2p3/2 (L3 rub) i 2p1/2 (L2 rub). Informacije o valentnom stanju Cr dobivene su rendgenskom difrakcijskom analizom L2,3 ruba na sl. 2b,d. Usporedba veza. 42, 43 pokazala je da su u blizini L3 ruba uočena četiri vrha A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) i D (582,2 eV), koji odražavaju oktaedarske Cr3+ ione, odgovarajuće Cr2O3. Eksperimentalni spektri su u skladu s teorijskim izračunima, kao što je prikazano 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.
a Termalna slika X-PEEM toplo oblikovanog SDSS-a koji odgovara rubu b Cr L2.3 i rubu c Fe L2.3, d Termalna slika X-PEEM hladno valjanog SDSS-a koji odgovara rubu e Cr L2.3 i f Fe L2.3 strane (e). XAS spektri prikazani na različitim prostornim položajima označenim na termalnim slikama (a, d) narančastim isprekidanim linijama u (b) i (e) predstavljaju simulirane XAS spektre Cr3+ s vrijednošću kristalnog polja od 2,0 eV. Za X-PEEM slike koristi se termalna paleta za poboljšanje čitljivosti slike, gdje su boje od plave do crvene proporcionalne intenzitetu apsorpcije X-zraka (od niske do visoke).
Bez obzira na kemijsko okruženje ovih metalnih elemenata, kemijsko stanje dodataka legirajućih elemenata Ni i Ce za oba uzorka ostalo je isto. Dodatni crtež. Na sl. 5-9 prikazane su X-PEEM slike i odgovarajući XAS spektri za Ni i Ce na različitim položajima na površini toplo obrađenih i hladno valjanih uzoraka. Ni XAS prikazuje oksidacijsko stanje Ni2+ na cijeloj izmjerenoj površini toplo obrađenih i hladno valjanih uzoraka (Dodatna rasprava). Vrijedno je napomenuti da se u slučaju toplo obrađenih uzoraka XAS signal Ce ne opaža, dok se spektar Ce3+ hladno valjanih uzoraka opaža u jednoj točki. Promatranje Ce mrlja u hladno valjanim uzorcima pokazalo je da Ce uglavnom postoji u obliku taloga.
U termički deformiranom SDSS-u nije uočena lokalna strukturna promjena u XAS-u na rubu Fe L2,3 (slika 2c). Međutim, kao što je prikazano na slici 2f, Fe matrica mikroskopski mijenja svoje kemijsko stanje na sedam nasumično odabranih točaka u hladno valjanom SDSS-u. Osim toga, kako bi se dobila točna predodžba o promjenama stanja Fe na odabranim mjestima 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 korištenjem multipletnih izračuna kristalnog 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 kombinacije Fe2+ i Fe3+,47 a FeO45 djeluje kao formalni dvovalentni Fe2+ oksid (3d6). Svi Fe3+ ioni u α-Fe2O3 imaju samo Oh pozicije, dok se γ-Fe2O3 obično izražava kao Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinel s prazninama u eg pozicijama. Stoga, Fe3+ ioni u γ-Fe2O3 imaju i Td i Oh pozicije. Kao što je spomenuto u prethodnom radu, iako su omjeri intenziteta ta dva različiti, 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 ovom slučaju prisutan samo Fe3+. Uzimajući u obzir slučaj Fe3O4 s kombinacijama Fe2+ i Fe3+, poznato je da slabiji (jaki) prvi znak na L3 rubu Fe ukazuje na manju (veću) nepopunjenost u t2g stanju. To se odnosi na Fe2+ (Fe3+), što ukazuje na povećanje prvog znaka što ukazuje na povećanje sadržaja Fe2+47. Ovi rezultati pokazuju da Fe2+ i γ-Fe2O3, α-Fe2O3 i/ili Fe3O4 prevladavaju na hladno valjanim površinama kompozita.
Uvećane fotoemisijske elektronske termalne slike (a, c) i (b, d) XAS spektara preko ruba 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 čistih spojeva 40, 41, 48. U osnovi, tri različite vrste eksperimentalno opaženih Fe L-rubnih XAS spektara (XAS-1, XAS-2 i XAS-3: slika 4a) opažene su na prostorno različitim lokacijama. Posebno je spektar sličan 2-a (označen kao XAS-1) na slici 3b opažen nad cijelim područjem interesa, nakon čega slijedi spektar 2-b (označen kao XAS-2), dok je spektar sličan E-3 opažen na slici 3d (označen kao XAS-3) opažen na određenim lokaliziranim lokacijama. Obično se za identifikaciju valentnih stanja prisutnih u uzorku sonde koriste četiri parametra: (1) spektralne značajke L3 i L2, (2) energetske pozicije značajki L3 i L2, (3) energetska razlika L3-L2, (4) omjer intenziteta L2 / L3. Prema vizualnim opažanjima (slika 4a), sve tri Fe komponente, i to Fe0, Fe2+ i Fe3+, prisutne su na površini proučavanog SDSS-a. Izračunati omjer intenziteta L2/L3 također je ukazao na prisutnost sve tri komponente.
a Opažena tri različita eksperimentalna podatka (pune linije XAS-1, XAS-2 i XAS-3 odgovaraju 2-a, 2-b i E-3 na sl. 2 i sl. 3) u usporedbi sa simuliranim XAS Usporedni spektri, oktaedri Fe2+, Fe3+, vrijednosti kristalnog polja od 1,0 eV i 1,5 eV, respektivno, b–d Izmjereni eksperimentalni podaci (XAS-1, XAS-2, XAS-3) i odgovarajući optimizirani LCF podaci (puna crna linija) te usporedba XAS-3 spektara sa standardima Fe3O4 (mješovito stanje Fe) i Fe2O3 (čisti Fe3+).
Za kvantificiranje sastava željezovog oksida korištena je linearna kombinacija (LCF) triju standarda40,41,48. LCF je implementiran za tri odabrana Fe L-rubna XAS spektra koja pokazuju najveći kontrast, naime XAS-1, XAS-2 i XAS-3, kao što je prikazano na slici 4b–d. Za LCF spojeve, 10% Fe0 je uzeto u obzir u svim slučajevima zbog malog izbočenja koje smo uočili u svim podacima i činjenice da je željezni metal 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.Zapravo, X-PEEM detektira Fe (~6 nm)49 dublje od očekivane debljine oksidnog sloja (nešto više od 4 nm), omogućujući detekciju signala iz željezne matrice (Fe0) ispod pasivizacijskog sloja. Izvršene su različite kombinacije Fe2+ i Fe3+ kako bi se pronašlo najbolje moguće rješenje za opažene eksperimentalne podatke. Na slici 4b prikazana je kombinacija Fe2+ i Fe3+ u XAS-1 spektru, gdje su udjeli Fe2+ i Fe3+ bliski, oko 45%, što ukazuje na miješano oksidacijsko stanje Fe. Dok za XAS-2 spektar postotak Fe2+ i Fe3+ postaje ~30% odnosno 60%. Sadržaj Fe2+ je niži od sadržaja Fe3+. Omjer Fe2+ i Fe3 od 1:2 znači da se Fe3O4 može formirati pri istom omjeru Fe iona. Osim toga, za XAS-3 spektar, postoci Fe2+ i Fe3+ promijenili su se na ~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 spektri su prikazani zajedno s raznim Fe3+ standardima na slici 4e, pokazujući sličnost sa sva dva standarda kada se uzme u obzir vrh B. Međutim, intenzitet ramena (A: iz Fe2+) i omjer intenziteta B/A ukazuju na to da je spektar XAS-3 blizak, ali ne i isti kao spektar γ-Fe2O3. U usporedbi s rasutim γ-Fe2O3, intenzitet Fe2p XAS vrha A SDSS je nešto veći (slika 4e), što ukazuje na veći intenzitet Fe2+. Iako je spektar XAS-3 sličan spektru γ-Fe2O3, gdje je Fe3+ prisutan i u Oh i u Td pozicijama, identifikacija različitih valentnih stanja i koordinacije samo pomoću L2,3 ruba ili omjera intenziteta L2/L3 još uvijek je problem. Ponavljajuća tema rasprave zbog složenosti različitih čimbenika uključenih u konačni spektar41.
Uz spektralnu diskriminaciju kemijskih stanja odabranih područja interesa opisanih gore, globalna kemijska heterogenost ključnih elemenata Cr i Fe procijenjena je klasifikacijom svih XAS spektara dobivenih na površini uzorka korištenjem K-means metode grupiranja. Rubni profili Cr L postavljeni su na način da formiraju dva optimalna klastera prostorno raspoređena u toplo obrađenim i hladno valjanim uzorcima prikazanim na slici 5. Jasno je da nisu uočene lokalne strukturne promjene, budući da su dva centroida XAS Cr spektara vrlo slična. Ovi spektralni oblici dvaju klastera gotovo su identični onima koji odgovaraju Cr2O342, što znači da su slojevi Cr2O3 relativno jednoliko raspoređeni po SDSS-u.
a skupina K-means L-rubnih Cr područja, b odgovarajući XAS centroidi. Rezultati K-means X-PEEM usporedbe hladno valjanog SDSS-a: c skupine K-means rubnih područja Cr L2,3 i d odgovarajući XAS centroidi.
Za ilustraciju složenije mape rubova FeL-a, korištena su četiri i pet optimiziranih klastera i njihovi pripadajući centroidi (spektralne distribucije) za toplo obrađene i hladno valjane uzorke. Stoga se postotak (%) Fe2+ i Fe3+ može dobiti podešavanjem LCF-a prikazanog na slici 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 \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), što iznosi 0,440 odnosno 0,036 V. Područja s nižim potencijalom imaju veći sadržaj Fe3+ spojeva. Raspodjela potencijala u termički deformiranom uzorku ima slojevit karakter s maksimalnom promjenom od oko 0,119 V (slika 6a,b). Ova raspodjela potencijala usko je povezana s topografijom površine (slika 6a). Nisu uočene druge promjene povezane s položajem u temeljnoj lamelarnoj unutrašnjosti (slika 6b). Naprotiv, za kombinaciju različitih oksida s različitim sadržajem Fe2+ i Fe3+ u hladno valjanom SDSS-u može se uočiti neujednačena priroda pseudopotencijala (slika 6c, d). Fe3+ oksidi i/ili (oksi)hidroksidi glavne su komponente korozije u čeliku i propusni su za kisik i vodu50. U ovom slučaju može se vidjeti da su otoci bogati Fe3+ lokalno raspoređeni i mogu se smatrati područjima korozije. U ovom slučaju, gradijent u potencijalnom polju, a ne apsolutna vrijednost potencijala, može se smatrati pokazateljem lokalizacije aktivnih područja korozije51. Ova nehomogena raspodjela Fe2+ i Fe3+ na površini hladno valjanog SDSS-a može promijeniti lokalna kemijska svojstva i osigurati učinkovitiju površinu u pucanju oksidnog filma i reakcijama korozije, čime se omogućuje kontinuirana korozija temeljne metalne matrice, što rezultira unutarnjom nehomogenošću i smanjuju zaštitne karakteristike pasivizirajućeg sloja.
K-means klasteri rubnih područja Fe L2,3 i odgovarajući XAS centroidi za a–c toplo obrađeni X-PEEM i d–f hladno valjani SDSS. a, d K-means klaster dijagram preklopljen na X-PEEM sliku. Procijenjeni pseudoelektrodni potencijali (epseudo) spomenuti su zajedno s K-means klaster dijagramima. Svjetlina X-PEEM slike, kao što je boja na slici 2, izravno je proporcionalna intenzitetu apsorpcije X-zraka.
Relativno ujednačen Cr, ali različito kemijsko stanje Fe dovodi do različitog porijekla pucanja oksidnog filma i obrazaca korozije kod toplo valjanog i hladno valjanog Ce-2507. Ovo svojstvo hladno valjanog Ce-2507 je dobro poznato. Što se tiče stvaranja oksida i hidroksida Fe u atmosferskom zraku, sljedeće reakcije su u ovom radu zatvorene kao neutralne reakcije:
Na temelju mjerenja X-PEEM-a, gore navedena reakcija se dogodila u sljedećim slučajevima. Malo rame koje odgovara Fe0 povezano je s temeljnim metalnim željezom. Reakcija metalnog Fe s okolinom dovodi do stvaranja sloja Fe(OH)2 (jednadžba (5)), koji pojačava signal Fe2+ u XAS-u L ruba Fe. Dugotrajno izlaganje zraku rezultirat će stvaranjem oksida Fe3O4 i/ili Fe2O3 nakon Fe(OH)252,53. Dvije vrste stabilnog Fe, Fe3O4 i Fe2O3, također se mogu formirati u zaštitnom sloju bogatom Cr3+, gdje Fe3O4 preferira jednoliku i kohezivnu strukturu. Prisutnost oba rezultira miješanim oksidacijskim stanjima (XAS-1 spektar). XAS-2 spektar uglavnom odgovara Fe3O4. Dok XAS-3 spektri promatrani na nekoliko pozicija ukazuju na potpunu konverziju u γ-Fe2O3. Budući da odmotane X-zrake imaju dubinu prodiranja od približno 50 nm, signal iz temeljnog sloja rezultira većim intenzitetom A vrha.
XRD spektar pokazuje da Fe komponenta u oksidnom filmu ima slojevitu strukturu, koja je kombinirana sa slojem Cr oksida. Za razliku od pasivizacije karakteristične za koroziju zbog lokalne nehomogenosti Cr2O317, unatoč ujednačenom sloju Cr2O3 u ovoj studiji, u ovom slučaju uočena je niska otpornost na koroziju, posebno kod hladno valjanih uzoraka. Uočeno ponašanje može se shvatiti kao heterogenost kemijskog oksidacijskog stanja gornjeg sloja (Fe) koja utječe na korozijske performanse. Spori prijenos metalnih ili kisikovih iona u rešetki zbog iste stehiometrije gornjeg (Fe oksid) i donjeg sloja (Cr oksid)52,53 dovodi do bolje interakcije (adhezije) između njih. To, pak, poboljšava otpornost na koroziju. Stoga je kontinuirana stehiometrija, tj. jedno oksidacijsko stanje Fe, poželjnija od naglih stehiometrijskih promjena. Termički deformirani SDSS ima ujednačeniju površinu i gušći zaštitni sloj, što pruža bolju otpornost na koroziju. Međutim, kod hladno valjanog SDSS-a, prisutnost otoka bogatih Fe3+ ispod zaštitnog sloja uništava integritet površine i uzrokuje galvansku koroziju obližnje podloge, što dovodi do smanjenja Rp (Tablica 1) u EIS spektrima i njezinoj otpornosti na koroziju. Stoga lokalno raspoređeni otoci bogati Fe3+ zbog plastične deformacije uglavnom utječu na performanse otpornosti na koroziju, što je proboj u ovom radu. Stoga ova studija predstavlja spektromikrografije smanjenja otpornosti na koroziju zbog plastične deformacije proučavanih uzoraka SDSS-a.
Nadalje, iako legiranje rijetkih zemalja u dvofaznim čelicima daje bolje rezultate, interakcija ovog dodanog elementa s pojedinačnom čeličnom matricom u smislu korozijskog ponašanja ostaje nejasna na temelju spektroskopskih mikroskopskih opažanja. Signal Ce (duž XAS M-ruba) pojavljuje se samo na nekoliko pozicija tijekom hladnog valjanja, ali nestaje tijekom vruće deformacije SDSS-a, što ukazuje na lokalno taloženje Ce u čeličnoj matrici umjesto homogenog legiranja. Iako mehanička svojstva SDSS-a nisu poboljšana6,7, prisutnost REE smanjuje veličinu uključaka i smatra se da potiskuje koroziju u ishodištu54.
Zaključno, ovaj rad otkriva utjecaj površinske heterogenosti na koroziju 2507 SDSS-a modificiranog cerijem kvantificiranjem kemijskog sadržaja nanoskalnih komponenti. Odgovorili smo na pitanje zašto nehrđajući čelik korodira čak i kada je premazan zaštitnim oksidnim slojem kvantitativnim proučavanjem mikrostrukture, kemijskog stanja površinskih značajki i obrade signala korištenjem K-means grupiranja. Utvrđeno je da su otoci bogati Fe3+, uključujući njihovu oktaedarsku i tetraedarsku koordinaciju u cijeloj strukturi miješanog Fe2+/Fe3+, izvor uništavanja oksidnog filma i izvor korozije hladno valjanog SDSS-a. Nanootoci u kojima dominira Fe3+ dovode do slabe otpornosti na koroziju čak i u prisutnosti dovoljnog stehiometrijskog pasivizirajućeg sloja Cr2O3. Osim metodološkog napretka postignutog u određivanju utjecaja nanoskalne kemijske heterogenosti na koroziju, očekuje se da će ovaj rad inspirirati inženjerske procese za poboljšanje otpornosti nehrđajućih čelika na koroziju tijekom proizvodnje čelika.
Za pripremu Ce-2507 SDSS ingota korištenih u ovoj studiji, miješane komponente, uključujući Fe-Ce glavnu slitinu zatvorenu cijevima od čistog željeza, rastaljene su u indukcijskoj peći srednje frekvencije od 150 kg kako bi se dobio rastaljeni čelik i izlio u kalupe za lijevanje. Izmjereni kemijski sastavi (tež. %) navedeni su u Dodatnoj tablici 2. Ingot se prvo vruće oblikuje u blokove. Zatim je čelik žaren na 1050 °C tijekom 60 minuta do čvrste otopine, a potom kaljen u vodi na sobnu temperaturu. Proučavani uzorci detaljno su proučavani korištenjem 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.
Obraditi cilindrične uzorke (φ10 mm × 15 mm) za vruće prešanje s osi cilindra paralelnom sa smjerom deformacije bloka. Visokotemperaturna kompresija provedena je pri konstantnoj brzini deformacije u rasponu od 0,01-10 s-1 na različitim temperaturama u rasponu od 1000-1150°C pomoću toplinskog simulatora Gleeble-3800. Prije deformacije, uzorci su zagrijavani na odabranoj temperaturi brzinom od 10 °C s-1 tijekom 2 minute kako bi se eliminirao temperaturni gradijent. Nakon postizanja ujednačenosti temperature, uzorci su deformirani do stvarne vrijednosti deformacije od 0,7. Nakon deformacije, odmah se kale vodom kako bi se održala deformirana struktura. Zatim su očvrsli uzorci izrezani paralelno sa smjerom kompresije. Za ovo konkretno istraživanje odabrali smo uzorak termički deformiran na 1050°C, 10 s-1 zbog veće uočene mikrotvrdoće u odnosu na ostale uzorke7.
Uzorci čvrste otopine Ce-2507 veličine 80 × 10 × 17 mm3 ispitani su na trofaznom asinkronom stroju za deformaciju s dva valjka LG-300, koji je pokazao najbolja mehanička svojstva među svim ostalim klasama deformacije6. Brzina deformacije i smanjenje debljine bili su 0,2 m·s-1 odnosno 5% za svaki put.
Za elektrokemijsko mjerenje SDSS-a nakon hladnog valjanja do 90% smanjenja debljine (1,0 ekvivalentna stvarna deformacija) i vrućeg prešanja do 0,7 stvarne deformacije pri 1050 °C i 10 s-1 korištena je elektrokemijska radna stanica Autolab PGSTAT128N. Radna stanica ima ćeliju s tri elektrode sa zasićenom kalomelom elektrodom kao referentnom elektrodom, grafitnom protuelektrodom i uzorkom SDSS-a kao radnom elektrodom. Uzorci su izrezani u cilindre promjera 11,3 mm, na čije su stranice zalemljene bakrene žice. Zatim je uzorak izliven epoksidnom smolom, ostavljajući radnu otvorenu površinu od 1 cm2 kao radnu elektrodu (donja površina cilindričnog uzorka). Budite oprezni tijekom stvrdnjavanja epoksida i tijekom naknadnog brušenja i poliranja kako biste izbjegli pucanje. Radna površina je prekrivena i polirana dijamantnom suspenzijom za poliranje s veličinom čestica od 1 mikrona, očišćena destiliranom vodom i etanolom te sušena na hladnom zraku. Prije elektrokemijskih mjerenja, polirani uzorci su izloženi zraku nekoliko dana kako bi se formirao prirodni oksidni film. Vodena otopina FeCl3 (6,0 mas.%), stabilizirana s HCl na pH = 1,0 ± 0,01, korištena je za ubrzavanje korozije nehrđajućeg čelika55, budući da se nalazi u agresivnim okruženjima gdje su prisutni kloridni ioni s jakom oksidacijskom snagom i niskim pH kako je specificirano u ASTM-u. Predloženi standardi su G48 i A923. Uzorci su uronjeni u ispitnu otopinu 1 sat prije bilo kakvih mjerenja kako bi se postiglo stanje blizu stacionarnog. Za uzorke u čvrstoj otopini, toplo obrađene i hladno valjane uzorke, frekvencijski raspon mjerenja impedancije bio je 1 × 105 ~ 0,1 Hz, a potencijal otvorenog kruga (OPS) bio je 5 mV, što je iznosilo 0,39, 0,33 i 0,25 VSCE. Svako elektrokemijsko ispitivanje bilo kojeg uzorka ponovljeno je najmanje tri puta pod istim uvjetima kako bi se osigurala ponovljivost podataka.
Za HE-SXRD mjerenja, pravokutni dupleks čelični blokovi dimenzija 1 × 1 × 1,5 mm3 izmjereni su na visokoenergetskoj Brockhouseovoj wiggler liniji u CLS-u u Kanadi kako bi se kvantificirao fazni sastav56. Prikupljanje podataka provedeno je na sobnoj temperaturi u Debye-Scherrerovoj geometriji ili transportnoj geometriji. Valna duljina rendgenskih zraka kalibriranih na LaB6 kalibrant iznosi 0,212561 Å, što odgovara 58 keV, što je mnogo više od valne duljine Cu Kα (8 keV) koji se obično koristi kao laboratorijski izvor rendgenskih zraka. Uzorak je postavljen 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. Svaki od ovih podataka prikupljen je pomoću Perkin Elmerovog površinskog detektora, ravnog rendgenskog detektora, piksela od 200 µm, dimenzija 40 × 40 cm2, s vremenom ekspozicije od 0,3 sekunde i 120 kadrova.
X-PEEM mjerenja dvaju odabranih modelnih sustava provedena su na PEEM krajnjoj stanici Beamline MAXPEEM linije 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 snopa dobivena je mjerenjem spektra izlaza iona od N 1 s do 1\(\pi _g^ \ast\) područja pobude s hv = 401 eV u N2 i ovisnošću energije fotona o E3/2,57. Spektralno prilagođavanje dalo je ΔE (spektralnu širinu linije) ~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通过使用改进的SX-700 单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 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 通过 改进 的 SX-700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 边缘和Ce M4.5 边缘。Dakle, kada se koristi modificirani monokromator SX-700 i Si rešetka od 1200 linija, 3, Cr rub 2p L2.3, Ni rub 2p L2.3 i Ce rub M4.5.Energiju fotona proširite u koracima od 0,2 eV. Pri svakoj energiji, PEEM slike su snimljene pomoću TVIPS F-216 CMOS detektora s 2 x 2 binning optičkim vlaknima, što omogućuje 1024 × 1024 piksela u vidnom polju od 20 µm. Vrijeme ekspozicije slika je 0,2 sekunde, s prosjekom od 16 kadrova. Energija slike fotoelektrona odabrana je na način da osigura maksimalni signal sekundarnih elektrona. Sva mjerenja se provode pri normalnom upadu linearno polariziranog snopa fotona. Za više informacija o mjerenjima, pogledajte prethodnu studiju58. Nakon proučavanja načina detekcije ukupnog prinosa elektrona (TEY)59 i njegove primjene u X-PEEM-u, dubina detekcije ove metode procijenjena je na ~4–5 nm za Cr signal i ~6 nm za Fe signal. Dubina Cr je vrlo blizu debljini oksidnog filma (~4 nm)60,61 dok je dubina Fe veća od debljine oksidnog filma. XAS prikupljeni blizu ruba FeL je mješavina XAS željeznog oksida i FeO iz matrice. U prvom slučaju, intenzitet emitiranih elektrona posljedica je svih mogućih vrsta elektrona koji doprinose TEY-u. Međutim, signal čistog željeza zahtijeva veću kinetičku energiju da bi elektroni prošli kroz sloj oksida, dosegli površinu i bili prikupljeni analizatorom. U ovom slučaju, Fe0 signal uglavnom je posljedica LVV Augerovih elektrona i sekundarnih elektrona koje oni emitiraju. Osim toga, intenzitet TEY-a kojem doprinose ovi elektroni opada tijekom puta bijega elektrona49, što dodatno smanjuje spektralni potpis Fe0 na XAS mapi željeza.
Integriranje rudarenja podataka u podatkovne kocke (X-PEEM podaci) ključni je korak u izdvajanju relevantnih informacija (kemijskih ili fizikalnih svojstava) na višedimenzionalni način. K-means klasteriranje se široko koristi u nekoliko područja, uključujući strojni vid, obradu slike, nenadzirano prepoznavanje uzoraka, umjetnu inteligenciju i klasifikacijsku analizu24. Na primjer, K-means klasteriranje se dobro primjenjuje za klasteriranje hiperspektralnih slikovnih podataka62. U načelu, za podatke o više objekata, K-means algoritam ih može lako grupirati prema informacijama o njihovim atributima (karakteristike energije fotona). K-means klasteriranje je iterativni algoritam za particioniranje 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 sastoji se od dva koraka: prvi korak izračunava K centroida, a drugi korak dodjeljuje svaku točku klasteru sa susjednim centroidima. Težište klastera definirano je kao aritmetička sredina podatkovnih točaka (XAS spektra) tog klastera. Postoje različite udaljenosti za definiranje susjednih centroida kao euklidskih udaljenosti. Za ulaznu sliku px,y (x i y su rezolucija u pikselima), CK je težište klastera; ova slika se zatim može segmentirati (klasterirati) u K klastera pomoću K-means63. Završni koraci K-means algoritma klasteriranja su:
Korak 2. Izračunajte stupanj pripadnosti 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 klastera u velikoj su korelaciji s optimalnim izborom početnih centroida63. 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 energetskom spektralnom modu fotona. K-means algoritam korišten je za istraživanje područja interesa u X-PEEM podacima odvajanjem piksela (klastera ili podblokova) prema njihovim spektralnim karakteristikama i izdvajanjem najboljeg centroida (XAS spektralna krivulja) za svaki analit (klaster). Koristi se za proučavanje prostorne raspodjele, lokalnih spektralnih promjena, oksidacijskog ponašanja i kemijskog stanja. Na primjer, K-means algoritam 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 (mikrostrukturnih regija) kako bi se pronašli najbolji klasteri i centroidi. Kada se graf prikaže, pikseli se preraspodijele na ispravne 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 od odgovarajućeg WC autora na razuman zahtjev.
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.projekt. fraktal. 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organsko酸和Organsko酸/klorirano okruženje的耐而性性。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.antikorozivno. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. i dr. Korozijsko-oksidacijska svojstva Fe-Al-Mn-C dupleks legura. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Šurigin, D., Dub, V., Kosyrev, K. i Balikoev, A. Nova generacija super dupleks čelika za opremu za proizvodnju plina i nafte. Levkov, L., Šurigin, D., Dub, V., Kosyrev, K. i Balikoev, A. Nova generacija super dupleks čelika za opremu za proizvodnju plina i nafte.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generacija super dupleks čelika za opremu za proizvodnju nafte i plina.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generacija super dupleks čelika za opremu za proizvodnju plina i nafte. E3S webinar. 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. i Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. i Utaisansuk, V. Istraživanje ponašanja vruće deformacije dupleks nehrđajućeg čelika tipa 2507. Metal.alma mater. trans. A 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. i dr. Utjecaj kontroliranog hladnog valjanja na mikrostrukturu i mehanička svojstva cerijem modificiranog superdupleksnog nehrđajućeg čelika SAF 2507. alma mater. Znanstveni projekt. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. i dr. Struktura i mehanička svojstva nehrđajućeg čelika SAF 2507 modificiranog cerijem uzrokovana vrućom deformacijom. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Utjecaj rijetkih zemnih elemenata na ponašanje austenitnog čelika pri oksidaciji na visokim temperaturama. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Utjecaj rijetkih zemnih elemenata na ponašanje austenitnog čelika pri oksidaciji na visokim temperaturama.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. i Zheng K. Utjecaj rijetkih 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.korozija. znanost. 164, 108359 (2020).