Շնորհակալություն Nature.com կայք այցելելու համար: Ձեր օգտագործած դիտարկիչի տարբերակն ունի սահմանափակ CSS աջակցություն: Լավագույն փորձի համար խորհուրդ ենք տալիս օգտագործել թարմացված դիտարկիչ (կամ անջատել համատեղելիության ռեժիմը Internet Explorer-ում): Մինչդեռ, շարունակական աջակցությունն ապահովելու համար, մենք կայքը կցուցադրենք առանց ոճերի և JavaScript-ի:
Լայնորեն օգտագործվող չժանգոտվող պողպատը և դրա կռած տարբերակները դիմացկուն են կոռոզիային շրջակա պայմաններում՝ քրոմի օքսիդից բաղկացած պասիվացման շերտի շնորհիվ: Պողպատի կոռոզիան և էրոզիան ավանդաբար կապված են այս շերտերի քայքայման հետ, բայց հազվադեպ՝ մանրադիտակային մակարդակում՝ կախված մակերեսային անհամասեռության ծագումից: Այս աշխատանքում սպեկտրոսկոպիկ մանրադիտակով և քեմոմետրիկ վերլուծությամբ հայտնաբերված նանոմասշտաբի մակերեսային քիմիական անհամասեռությունը անսպասելիորեն գերակշռում է սառը գլանված ցերիումով մոդիֆիկացված գերդուպլեքս չժանգոտվող պողպատ 2507 (SDSS)-ի քայքայման և կոռոզիայի մեջ՝ դրա տաք դեֆորմացիայի վարքագծի ընթացքում: Մյուս կողմից: Չնայած ռենտգենյան ֆոտոէլեկտրոնային մանրադիտակը ցույց տվեց բնական Cr2O3 շերտի համեմատաբար միատարր ծածկույթ, սառը գլանված SDSS-ը ցույց տվեց պասիվացման վատ արդյունքներ՝ Fe/Cr օքսիդային շերտի վրա Fe3+ հարուստ նանոկղզյակների տեղայնացված բաշխման պատճառով: Ատոմային մակարդակում այս գիտելիքները խորը պատկերացում են տալիս չժանգոտվող պողպատի կոռոզիայի մասին և, ինչպես սպասվում է, կօգնեն պայքարել նմանատիպ բարձր համաձուլվածքային մետաղների կոռոզիայի դեմ:
Անժանգոտվող պողպատի գյուտից ի վեր, ֆերոքրոմային համաձուլվածքների կոռոզիոն դիմադրությունը վերագրվել է քրոմին, որը առաջացնում է ուժեղ օքսիդ/օքսիհիդրօքսիդ, որը պասիվացնող վարքագիծ է ցուցաբերում մեծ մասամբ միջավայրերում: Համեմատած ավանդական (ավստենիտային և ֆերիտային) չժանգոտվող պողպատների հետ, ավելի լավ կոռոզիոն դիմադրություն ունեցող գերդուպլեքս չժանգոտվող պողպատները (SDSS) ունեն գերազանց մեխանիկական հատկություններ1,2,3: Բարձրացված մեխանիկական ամրությունը թույլ է տալիս ավելի թեթև և ավելի կոմպակտ դիզայններ: Ի տարբերություն դրա, տնտեսական SDSS-ն ունի բարձր դիմադրություն փոսերի և ճեղքային կոռոզիայի նկատմամբ, ինչը հանգեցնում է ավելի երկար ծառայության ժամկետի և ավելի լայն կիրառությունների աղտոտման դեմ պայքարում, քիմիական տարաներում և ծովային նավթի ու գազի արդյունաբերության մեջ4: Այնուամենայնիվ, ջերմային մշակման ջերմաստիճանների նեղ միջակայքը և վատ ձևավորելիությունը խոչընդոտում են դրա լայն գործնական կիրառմանը: Հետևաբար, SDSS-ը փոփոխվել է՝ վերը նշված հատկությունները բարելավելու համար: Օրինակ, Ce մոդիֆիկացիան և N6, 7, 8-ի բարձր ավելացումները ներկայացվել են 2507 SDSS-ում (Ce-2507): 0.08 զանգվածային% հազվագյուտ հողային տարրի (Ce) համապատասխան կոնցենտրացիան բարենպաստ ազդեցություն ունի DSS-ի մեխանիկական հատկությունների վրա, քանի որ այն բարելավում է հատիկների մաքրումը և հատիկների սահմանային ամրությունը: Բարելավվել են նաև մաշվածության և կոռոզիայի նկատմամբ դիմադրությունը, ձգման և հոսունության դիմադրությունը, ինչպես նաև տաք մշակման ունակությունը9: Ազոտի մեծ քանակությունը կարող է փոխարինել թանկարժեք նիկելի պարունակությանը, ինչը SDSS-ը դարձնում է ավելի ծախսարդյունավետ10:
Վերջերս SDSS-ը պլաստիկորեն դեֆորմացվել է տարբեր ջերմաստիճաններում (ցածր ջերմաստիճան, ցուրտ և տաք)՝ գերազանց մեխանիկական հատկություններ ստանալու համար6,7,8: Այնուամենայնիվ, SDSS-ի գերազանց կոռոզիոն դիմադրությունը պայմանավորված է մակերեսին բարակ օքսիդային թաղանթի առկայությամբ, որը կախված է բազմաթիվ գործոններից, ինչպիսիք են տարբեր հատիկային սահմաններով բազմաթիվ փուլերի առկայությունը, անցանկալի նստվածքները և տարբեր ռեակցիաները: Տարբեր աուստենիտային և ֆերիտային փուլերի ներքին անհամասեռ միկրոկառուցվածքը դեֆորմացված է7: Հետևաբար, նման թաղանթների միկրոդոմենային հատկությունների ուսումնասիրությունը էլեկտրոնային կառուցվածքի մակարդակում կարևոր նշանակություն ունի SDSS կոռոզիան հասկանալու համար և պահանջում է բարդ փորձարարական տեխնիկա: Մինչ օրս մակերեսային զգայուն մեթոդները, ինչպիսիք են Օժեի էլեկտրոնային սպեկտրոսկոպիան11 և ռենտգենյան ֆոտոէլեկտրոնային սպեկտրոսկոպիան12,13,14,15, ինչպես նաև կոշտ ռենտգենյան ֆոտոէլեկտրոնային ֆոտոէլեկտրոնային համակարգը, տարբերակում են, բայց հաճախ չեն կարողանում առանձնացնել նույն տարրի քիմիական վիճակները տարածության տարբեր կետերում նանոմասշտաբի վրա: Վերջերս կատարված մի քանի ուսումնասիրություններ քրոմի տեղային օքսիդացումը կապել են 17 աուստենիտային չժանգոտվող պողպատների, 18 մարտենսիտային չժանգոտվող պողպատների և SDSS 19, 20-ի դիտարկված կոռոզիոն վարքագծի հետ: Այնուամենայնիվ, այս ուսումնասիրությունները հիմնականում կենտրոնացել են Cr-ի անհամասեռության (օրինակ՝ Cr3+ օքսիդացման վիճակի) կոռոզիոն դիմադրության վրա ազդեցության վրա: Տարրերի օքսիդացման վիճակների կողմնային անհամասեռությունը կարող է առաջանալ նույն բաղադրիչ տարրերով տարբեր միացությունների կողմից, ինչպիսիք են երկաթի օքսիդները: Այս միացությունները ժառանգում են ջերմամեխանիկորեն մշակված փոքր չափս, որոնք սերտորեն հարակից են միմյանց, բայց տարբերվում են կազմով և օքսիդացման վիճակով16,21: Հետևաբար, օքսիդային թաղանթների քայքայման և այնուհետև փոսերի հայտնաբերման համար անհրաժեշտ է մակերեսային անհամասեռության հասկացում մանրադիտակային մակարդակում: Այս պահանջներին չնայած, քանակական գնահատականները, ինչպիսիք են կողմնային օքսիդացման անհամասեռությունը, հատկապես երկաթի նանո/ատոմային մասշտաբով, դեռևս բացակայում են, և դրանց նշանակությունը կոռոզիոն դիմադրության համար մնում է չուսումնասիրված: Մինչև վերջերս, տարբեր տարրերի, ինչպիսիք են Fe-ն և Ca-ն, քիմիական վիճակը քանակապես նկարագրվում էր պողպատե նմուշների վրա՝ օգտագործելով փափուկ ռենտգենյան ֆոտոէլեկտրոնային մանրադիտակ (X-PEEM) նանոմասշտաբի սինխրոտրոնային ճառագայթման սարքավորումներում: Քիմիապես զգայուն ռենտգենյան կլանման սպեկտրոսկոպիայի (XAS) տեխնիկայի հետ համատեղ, X-PEEM-ը հնարավորություն է տալիս XAS չափումներ կատարել բարձր տարածական և սպեկտրալ լուծաչափով՝ տրամադրելով քիմիական տեղեկատվություն տարրի կազմի և դրա քիմիական վիճակի մասին՝ մինչև նանոմետրային մասշտաբի տարածական լուծաչափով 23: Մանրադիտակի տակ սկզբնավորման վայրի այս սպեկտրոսկոպիկ դիտարկումը հեշտացնում է տեղային քիմիական փորձերը և կարող է տարածականորեն ցույց տալ Fe շերտում նախկինում չուսումնասիրված քիմիական փոփոխությունները:
Այս ուսումնասիրությունը ընդլայնում է PEEM-ի առավելությունները նանոմասշտաբի քիմիական տարբերությունները հայտնաբերելու գործում և ներկայացնում է ատոմային մակարդակի մակերեսային վերլուծության խորաթափանց մեթոդ՝ Ce-2507-ի կոռոզիոն վարքագիծը հասկանալու համար: Այն օգտագործում է K-միջին կլաստերային քեմոմետրիկ տվյալները24՝ ներգրավված տարրերի գլոբալ քիմիական կազմը (տարասեռությունը) քարտեզագրելու համար, որտեղ դրանց քիմիական վիճակները ներկայացված են վիճակագրական ներկայացման մեջ: Քրոմի օքսիդային թաղանթի քայքայման հետևանքով առաջացած ավանդական կոռոզիայից ի տարբերություն, ներկայիս վատ պասիվացումը և կոռոզիոն դիմադրության ցածր մակարդակը վերագրվում են Fe/Cr օքսիդային շերտի մոտ գտնվող տեղայնացված Fe3+ հարուստ նանոկղզիներին, որոնք կարող են լինել պաշտպանիչ օքսիդի հարձակման արդյունք: Այն տեղում առաջացնում է թաղանթ և առաջացնում է կոռոզիա:
Դեֆորմացված SDSS 2507-ի կոռոզիոն վարքագիծը նախ գնահատվել է էլեկտրաքիմիական չափումների միջոցով: Նկար 1-ում ցույց են տրված Նյուքվիստի և Բոդի կորերը ընտրված նմուշների համար FeCl3-ի թթվային (pH = 1) ջրային լուծույթներում սենյակային ջերմաստիճանում: Ընտրված էլեկտրոլիտը գործում է որպես ուժեղ օքսիդացնող նյութ՝ բնութագրելով պասիվացման թաղանթի քայքայման հակումը: Չնայած նյութը չի ենթարկվել կայուն սենյակային ջերմաստիճանի փոսերի, այս վերլուծությունները հնարավորություն են տվել պատկերացում կազմել հնարավոր ձախողման դեպքերի և հետկոռոզիոն գործընթացների մասին: Համարժեք սխեման (Նկար 1դ) օգտագործվել է էլեկտրաքիմիական իմպեդանսային սպեկտրոսկոպիայի (EIS) սպեկտրները համապատասխանեցնելու համար, և համապատասխան համապատասխանեցման արդյունքները ներկայացված են աղյուսակ 1-ում: Լուծույթով մշակված և տաք մշակված նմուշները փորձարկելիս հայտնվել են անավարտ կիսաշրջաններ, մինչդեռ համապատասխան սեղմված կիսաշրջանները սառը գլանվել են (Նկար 1բ): EIS սպեկտրում կիսաշրջանի շառավիղը կարող է դիտարկվել որպես բևեռացման դիմադրություն (Rp)25,26: Աղյուսակ 1-ում լուծույթով մշակված SDSS-ի Rp-ն մոտ 135 կՕմ սմ-2 է, սակայն տաք և սառը գլանված SDSS-ի դեպքում մենք կարող ենք տեսնել շատ ավելի ցածր արժեքներ՝ համապատասխանաբար 34.7 և 2.1 կՕմ սմ-2: Rp-ի այս նշանակալի նվազումը ցույց է տալիս պլաստիկ դեֆորմացիայի վնասակար ազդեցությունը պասիվացման և կոռոզիոն դիմադրության վրա, ինչպես ցույց է տրված նախորդ հաշվետվություններում 27, 28, 29, 30:
a Նայքվիստ, b, c Բոդի իմպեդանս և փուլային դիագրամներ, ինչպես նաև d-ի համար համարժեք սխեմայի մոդել, որտեղ RS-ը էլեկտրոլիտի դիմադրությունն է, Rp-ն՝ բևեռացման դիմադրությունը, իսկ QCPE-ն՝ ոչ իդեալական տարողունակությունը (n) մոդելավորելու համար օգտագործվող հաստատուն փուլային տարրի օքսիդը։ EIS չափումները կատարվել են առանց բեռի պոտենցիալի։
Առաջին կարգի հաստատունները ցույց են տրված Բոդեի դիագրամում, իսկ բարձր հաճախականության սարահարթը ներկայացնում է էլեկտրոլիտային դիմադրությունը RS26: Հաճախականության նվազմանը զուգընթաց, իմպեդանսը մեծանում է, և հայտնաբերվում է բացասական փուլային անկյուն, որը ցույց է տալիս տարողության գերիշխանությունը: Փուլային անկյունը մեծանում է՝ պահպանելով իր առավելագույն արժեքը համեմատաբար լայն հաճախականության տիրույթում, ապա նվազում է (Նկար 1գ): Այնուամենայնիվ, բոլոր երեք դեպքերում այս առավելագույն արժեքը դեռևս 90°-ից պակաս է, ինչը ցույց է տալիս ոչ իդեալական տարողական վարքագիծ՝ տարողական դիսպերսիայի պատճառով: Այսպիսով, QCPE հաստատուն փուլային տարրը (CPE) օգտագործվում է մակերևույթի կոպտությունից կամ անհամասեռությունից ստացված միջերեսային տարողության բաշխումը ներկայացնելու համար, հատկապես ատոմային մասշտաբի, ֆրակտալ երկրաչափության, էլեկտրոդի ծակոտկենության, ոչ միատարր պոտենցիալի և մակերևույթից կախված հոսանքի բաշխման առումով: Էլեկտրոդի երկրաչափություն31,32: CPE իմպեդանս.
որտեղ j-ը կեղծ թիվ է, իսկ ω-ն՝ անկյունային հաճախականությունը: QCPE-ն հաճախականությունից անկախ հաստատուն է, որը համեմատական ​​է էլեկտրոլիտի ակտիվ բաց մակերեսին: n-ը չափազանց հզորության թիվ է, որը նկարագրում է կոնդենսատորի իդեալական ունակային վարքագծից շեղումը, այսինքն՝ որքան մոտ է n-ը 1-ին, այնքան մոտ է CPE-ն մաքուր ունակությանը, և եթե n-ը մոտ է զրոյի, դա դիմադրություն է: n-ի փոքր շեղումը, մոտ 1-ին, ցույց է տալիս մակերեսի ոչ իդեալական ունակային վարքագիծը բևեռացման փորձարկումից հետո: Սառը գլանված SDSS-ի QCPE-ն շատ ավելի բարձր է, քան նմանատիպ արտադրանքը, ինչը նշանակում է, որ մակերեսի որակը պակաս միատարր է:
Համապատասխանելով չժանգոտվող պողպատների կոռոզիոն դիմադրության մեծ մասի հատկություններին, SDSS-ի համեմատաբար բարձր Cr պարունակությունը, ընդհանուր առմամբ, հանգեցնում է SDSS-ի բարձր կոռոզիոն դիմադրության՝ մակերեսին պասիվ պաշտպանիչ օքսիդային թաղանթի առկայության պատճառով17: Այս պասիվացնող թաղանթը սովորաբար հարուստ է Cr3+ օքսիդներով և/կամ հիդրօքսիդներով, որոնք հիմնականում ինտեգրում են Fe2+, Fe3+ օքսիդներ և/կամ (օքսի)հիդրօքսիդներ33: Չնայած մակերեսի նույն միատարրությանը, պասիվացնող օքսիդային շերտին և մակերեսի վրա տեսանելի վնասի բացակայությանը, ինչպես որոշվում է մանրադիտակային պատկերներով6,7, տաք մշակված և սառը գլանված SDSS-ի կոռոզիոն վարքագիծը տարբեր է և, հետևաբար, պահանջում է պողպատի դեֆորմացիոն միկրոկառուցվածքի և կառուցվածքային բնութագրերի խորը ուսումնասիրություն:
Դեֆորմացված չժանգոտվող պողպատի միկրոկառուցվածքը քանակապես ուսումնասիրվել է ներքին և սինխրոտրոնային բարձր էներգիայի ռենտգենյան ճառագայթների միջոցով (Լրացուցիչ նկարներ 1, 2): Մանրամասն վերլուծությունը տրամադրվում է լրացուցիչ տեղեկատվության մեջ: Չնայած դրանք մեծապես համապատասխանում են հիմնական փուլի տեսակին, հայտնաբերվում են փուլային ծավալային մասնաբաժինների տարբերություններ, որոնք թվարկված են լրացուցիչ աղյուսակ 1-ում: Այս տարբերությունները կարող են կապված լինել մակերեսին անհամասեռ փուլային մասնաբաժինների, ինչպես նաև տարբեր խորություններում կատարված ծավալային փուլային մասնաբաժինների հետ: Ռենտգենյան դիֆրակցիայի (XRD) միջոցով հայտնաբերում: Լաբորատոր աղբյուրից XRD-ով որոշված ​​սառը գլանված նմուշներում աուստենիտի համեմատաբար ավելի բարձր համամասնությունը ցույց է տալիս ավելի լավ պասիվացում և, հետևաբար, ավելի լավ կոռոզիոն դիմադրություն35, մինչդեռ ավելի ճշգրիտ և վիճակագրական արդյունքները ցույց են տալիս փուլային համամասնությունների հակառակ միտումները: Բացի այդ, պողպատի կոռոզիոն դիմադրությունը կախված է նաև հատիկների մաքրման աստիճանից, հատիկների չափի կրճատումից, միկրոդեֆորմացիաների աճից և դիսլոկացիաների խտությունից, որոնք տեղի են ունենում ջերմամեխանիկական մշակման ընթացքում36,37,38: Տաք մշակված նմուշները ցուցաբերում են ավելի հատիկավոր բնույթ, ինչը վկայում է միկրոնների չափի հատիկների մասին, մինչդեռ սառը գլանված նմուշներում (Լրացուցիչ նկ. 3) դիտարկված հարթ օղակները վկայում են նախորդ աշխատանքներում հատիկների զգալի նանոմասշտաբի կատարելագործման մասին6, որը պետք է նպաստի թաղանթի պասիվացմանը, ձևավորմանը և կոռոզիայի դիմադրության բարձրացմանը: Ավելի բարձր դիսլոկացիայի խտությունը սովորաբար կապված է փոսերի առաջացման նկատմամբ ավելի ցածր դիմադրության հետ, ինչը լավ համընկնում է էլեկտրաքիմիական չափումների հետ:
Տարրական տարրերի միկրոտիրույթների քիմիական վիճակների փոփոխությունները համակարգված կերպով ուսումնասիրվել են X-PEEM-ի միջոցով: Չնայած համաձուլվածքային տարրերի առատությանը, այստեղ ընտրվել են Cr, Fe, Ni և Ce39, քանի որ Cr-ը պասիվացման թաղանթի ձևավորման հիմնական տարր է, Fe-ն պողպատի հիմնական տարրն է, իսկ Ni-ն ուժեղացնում է պասիվացումը և հավասարակշռում է ֆերիտ-աուստենիտային փուլային կառուցվածքը և Ce-ի մոդիֆիկացիայի նպատակը: Սինխրոտրոնային ճառագայթման էներգիան կարգավորելով՝ RAS-ը մակերևույթից պատվել է Cr (L2.3 եզր), Fe (L2.3 եզր), Ni (L2.3 եզր) և Ce (M4.5 եզր) հիմնական հատկանիշներով: Ce-2507 SDSS տաք ձևավորման և սառը գլանման համար: Կատարվել է համապատասխան տվյալների վերլուծություն՝ էներգիայի տրամաչափումը ներառելով հրապարակված տվյալների հետ (օրինակ՝ XAS 40, 41 Fe L2-ի վրա, 3 եզր):
Նկար 2-ում ներկայացված են Cr-ի և Fe L2,3-ի տաք մշակված (Նկար 2ա) և սառը գլանված (Նկար 2դ) Ce-2507 SDSS-ի և համապատասխան XAS եզրերի X-PEEM պատկերները՝ անհատապես նշված տեղերում: XAS-ի L2,3 եզրը զոնդավորում է չզբաղեցված 3d վիճակները էլեկտրոնային լուսագրգռումից հետո՝ սպին-օրբիտալ բաժանման մակարդակներում՝ 2p3/2 (L3 եզր) և 2p1/2 (L2 եզր): Cr-ի վալենտային վիճակի մասին տեղեկատվությունը ստացվել է XAS-ից՝ Նկար 2բ-ի L2,3 եզրի մոտ: Համեմատությունը դատավորների հետ՝ 42,43, ցույց է տվել, որ L3 եզրի մոտ դիտվել են չորս գագաթներ՝ անվանված A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV) և D (582.2 eV), որոնք արտացոլում են Cr2O3 իոնին համապատասխանող օկտաեդրիկ Cr3+-ը: Փորձարարական սպեկտրները համընկնում են b և e վահանակներում ներկայացված տեսական հաշվարկների հետ, որոնք ստացվել են Cr L2.3 միջերեսում բյուրեղային դաշտի բազմակի հաշվարկներից՝ օգտագործելով 2.0 eV44 բյուրեղային դաշտ: Տաք և սառը գլանված SDSS-ի երկու մակերեսներն էլ պատված են Cr2O3-ի համեմատաբար միատարր շերտով:
Ջերմային դեֆորմացված SDSS-ի X-PEEM ջերմային պատկեր, որը համապատասխանում է b Cr L2.3 եզրին և c Fe L2.3 եզրին, սառը գլանված SDSS-ի d X-PEEM ջերմային պատկեր, որը համապատասխանում է e Cr L2.3 եզրին և f Fe L2 .3 եզրին (f): XAS սպեկտրները գծագրվում են ջերմային պատկերների վրա նշված տարբեր տարածական դիրքերում (a, d), (b) և (e) կետերում նարնջագույն կետավոր գծերը ներկայացնում են Cr3+-ի մոդելավորված XAS սպեկտրները՝ 2.0 eV բյուրեղային դաշտի արժեքով: X-PEEM պատկերների համար օգտագործեք ջերմային պալիտրա՝ պատկերի ընթեռնելիությունը բարելավելու համար, որտեղ կապույտից մինչև կարմիր գույները համեմատական ​​են ռենտգենյան կլանման ինտենսիվությանը (ցածրից մինչև բարձր):
Անկախ այս մետաղական տարրերի քիմիական միջավայրից, երկու նմուշների համար էլ Ni և Ce համաձուլվածքային տարրերի քիմիական վիճակը մնացել է անփոփոխ: Լրացուցիչ նկար: Նկարներ 5-9-ը ցույց են տալիս Ni-ի և Ce-ի X-PEEM պատկերները և համապատասխան XAS սպեկտրները տաք և սառը գլանված նմուշների մակերևույթի տարբեր դիրքերում: Ni XAS-ը ցույց է տալիս Ni2+-ի օքսիդացման վիճակները տաք և սառը գլանված նմուշների ամբողջ չափված մակերևույթի վրա (Լրացուցիչ քննարկում): Պետք է նշել, որ տաք մշակված նմուշների դեպքում Ce-ի XAS ազդանշանը չի դիտարկվել, մինչդեռ սառը գլանված նմուշների դեպքում՝ Ce3+-ի սպեկտրը: Սառը գլանված նմուշներում Ce բծերի դիտարկումը ցույց է տվել, որ Ce-ն հիմնականում դրսևորվում է նստվածքների տեսքով:
Ջերմային դեֆորմացված SDSS-ում XAS-ի Fe L2,3 եզրին տեղային կառուցվածքային փոփոխություն չի նկատվել (Նկար 2c): Այնուամենայնիվ, Fe մատրիցը միկրոտարածաշրջանային առումով փոխում է իր քիմիական վիճակը սառը գլանված SDSS-ի յոթ պատահականորեն ընտրված կետերում, ինչպես ցույց է տրված Նկար 2f-ում: Բացի այդ, Նկար 2f-ում ընտրված տեղերում Fe-ի վիճակի փոփոխությունների մասին ճշգրիտ պատկերացում կազմելու համար կատարվել են տեղային մակերևութային ուսումնասիրություններ (Նկար 3 և Լրացուցիչ Նկար 10), որոնցում ընտրվել են ավելի փոքր շրջանաձև շրջաններ: α-Fe2O3 համակարգերի Fe L2,3 եզրի և Fe2+ օկտաէդրային օքսիդների XAS սպեկտրները մոդելավորվել են 1.0 (Fe2+) և 1.0 (Fe3+)44 բյուրեղային դաշտերի բազմակի բյուրեղային դաշտերի հաշվարկներով: Նշենք, որ α-Fe2O3-ը և γ-Fe2O3-ը ունեն տարբեր տեղային սիմետրիաներ45,46, Fe3O4-ը ունի Fe2+ և Fe3+,47 և FeO45 համադրություն՝ որպես ձևականորեն երկարժեք Fe2+ օքսիդ (3d6): Նշենք, որ α-Fe2O3-ը և γ-Fe2O3-ը ունեն տարբեր տեղային սիմետրիաներ45,46, Fe3O4-ը ունի Fe2+ և Fe3+,47 համադրություն, իսկ FeO45-ը՝ որպես ֆորմալ երկարժեք Fe2+ օքսիդ (3d6):Նկատի ունեցեք, որ α-Fe2O3-ը և γ-Fe2O3-ը ունեն տարբեր տեղային սիմետրիաներ45,46, Fe3O4-ը համատեղում է և՛ Fe2+-ը, և՛ Fe3+-ը,47 և FeO45-ը՝ ֆորմալ երկարժեք օքսիդ Fe2+ (3d6) տեսքով։Նկատի ունեցեք, որ α-Fe2O3-ը և γ-Fe2O3-ը ունեն տարբեր տեղային սիմետրիաներ45,46, Fe3O4-ը ունի Fe2+ և Fe3+ համադրություն,47 և FeO45-ը հանդես է գալիս որպես ֆորմալ երկարժեք Fe2+ օքսիդ (3d6): α-Fe2O3-ի բոլոր Fe3+ իոնները ունեն միայն Oh դիրքեր, մինչդեռ γ-Fe2O3-ը սովորաբար ներկայացված է Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 սպինելով՝ eg դիրքերում թափուր տեղերով: Հետևաբար, γ-Fe2O3-ի Fe3+ իոնները ունեն և՛ Td, և՛ Oh դիրքեր: Ինչպես նշվել է նախորդ հոդվածում,45 չնայած երկուսի ինտենսիվության հարաբերակցությունը տարբեր է, դրանց ինտենսիվության հարաբերակցությունը eg/t2g ≈1 է, մինչդեռ այս դեպքում դիտարկվող ինտենսիվության հարաբերակցությունը eg/t2g մոտ 1 է: Սա բացառում է այն հնարավորությունը, որ ներկայիս իրավիճակում առկա է միայն Fe3+: Հաշվի առնելով Fe3O4-ի դեպքը՝ Fe2+ և Fe3+ պարունակող, Fe-ի համար L3 եզր ունեցող առաջին հատկանիշը ցույց է տալիս ավելի փոքր (ավելի մեծ) չզբաղեցված վիճակ՝ t2g: Սա վերաբերում է Fe2+-ին (Fe3+), ինչը ցույց է տալիս, որ աճի առաջին հատկանիշը ցույց է տալիս Fe2+47 պարունակության աճ: Այս արդյունքները ցույց են տալիս, որ Fe2+-ի և γ-Fe2O3-ի, α-Fe2O3-ի և/կամ Fe3O4-ի համակեցությունը գերակշռում է կոմպոզիտների սառը գլանված մակերեսին:
Նկար 2դ-ում ընտրված 2 և E շրջաններում Fe L2,3 եզրը հատող XAS սպեկտրների (a, c) և (b, d) ֆոտոէլեկտրոնային ջերմային պատկերման մեծացված պատկերները։
Ստացված փորձարարական տվյալները (Նկար 4ա և լրացուցիչ նկար 11) գծագրվել և համեմատվել են մաքուր միացությունների 40, 41, 48 տվյալների հետ: Փորձարարորեն դիտարկված Fe L-եզրի XAS սպեկտրների երեք տարբեր տեսակներ (XAS-1, XAS-2 և XAS-3՝ Նկար 4ա): Մասնավորապես, Նկար 3բ-ում 2-a սպեկտրը (նշված է որպես XAS-1), որին հաջորդում է 2-b սպեկտրը (նշված է որպես XAS-2) դիտարկվել է ամբողջ հայտնաբերման տարածքում, մինչդեռ նկար 3դ-ում (նշված է որպես XAS-3) դիտարկված E-3 սպեկտրները դիտարկվել են որոշակի վայրերում: Որպես կանոն, ուսումնասիրվող նմուշում առկա վալենտային վիճակները որոշելու համար օգտագործվել են չորս պարամետր՝ (1) L3 և L2 սպեկտրալ բնութագրերը, (2) L3 և L2 բնութագրերի էներգետիկ դիրքերը, (3) L3-L2 էներգիայի տարբերությունը, (4) L2/L3 ինտենսիվության հարաբերակցությունը: Տեսողական դիտարկումների համաձայն (Նկ. 4ա), ուսումնասիրվող SDSS մակերեսին առկա են Fe-ի բոլոր երեք բաղադրիչները՝ Fe0, Fe2+ և Fe3+: Հաշվարկված ինտենսիվության հարաբերակցությունը՝ L2/L3-ը, նույնպես ցույց է տվել բոլոր երեք բաղադրիչների առկայությունը:
a Fe-ի մոդելավորված XAS սպեկտրներ՝ դիտարկված երեք տարբեր փորձարարական տվյալներով (XAS-1, XAS-2 և XAS-3 պինդ գծերը համապատասխանում են 2-a, 2-b և E-3-ին Նկար 2-ում և 3-ում): Համեմատություն՝ Fe2+, Fe3+ օկտաեդրոններ՝ համապատասխանաբար 1.0 eV և 1.5 eV բյուրեղային դաշտի արժեքներով, bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) չափված փորձարարական տվյալներով և համապատասխան օպտիմիզացված LCF տվյալներով (պինդ սև գիծ), ինչպես նաև XAS-3 սպեկտրների տեսքով՝ Fe3O4 (Fe-ի խառը վիճակ) և Fe2O3 (մաքուր Fe3+) ստանդարտներով:
Երկաթի օքսիդի կազմը քանակականացնելու համար օգտագործվել է երեք ստանդարտների՝ 40, 41, 48, գծային համակցված համապատասխանեցումը (LCF): LCF-ն իրականացվել է երեք ընտրված Fe L-եզրի XAS սպեկտրների համար, որոնք ցույց են տալիս ամենաբարձր կոնտրաստը, մասնավորապես՝ XAS-1, XAS-2 և XAS-3, ինչպես ցույց է տրված նկար 4բ-դ-ում: LCF կցամասերի համար բոլոր դեպքերում հաշվի է առնվել 10% Fe0՝ այն պատճառով, որ բոլոր տվյալներում մենք նկատել ենք փոքր շեղում, ինչպես նաև այն պատճառով, որ մետաղական երկաթը պողպատի հիմնական բաղադրիչն է: Իրոք, Fe-ի (~6 նմ)49-ի համար X-PEEM-ի փորձարկման խորությունը մեծ է, քան գնահատված օքսիդացման շերտի հաստությունը (մի փոքր > 4 նմ), ինչը թույլ է տալիս հայտնաբերել ազդանշանը երկաթի մատրիցից (Fe0) պասիվացման շերտի տակ։ Իրոք, Fe-ի (~6 նմ)49-ի համար X-PEEM-ի փորձարկման խորությունը մեծ է, քան գնահատված օքսիդացման շերտի հաստությունը (մի փոքր > 4 նմ), ինչը թույլ է տալիս հայտնաբերել ազդանշանը երկաթի մատրիցից (Fe0) պասիվացման շերտի տակ։ Deйствительно, пробная глубина X-PEEM-ը Fe (~ 6 nm) 49 ավելի շատ, եթե առաջարկվում է ավելի շատ տեքստ (ոչ > 4 նմ) слоем. Իրոք, Fe (~6 նմ)49-ի X-PEEM զոնդի խորությունը մեծ է օքսիդացման շերտի ենթադրյալ հաստությունից (մի փոքր >4 նմ), ինչը հնարավորություն է տալիս հայտնաբերել երկաթի մատրիցից (Fe0) եկող ազդանշանը պասիվացման շերտի տակ։事实上，X-PEEM 对Fe（~6 նմ）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 նմ） 49 的 检测 深度 大 于 的 氧化层 厚溦 略 略 49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Fe (~ 6 nm) 49 հետ ավելի շատ X-PEEM-ի օգնությամբ, քանի որ այն պարունակում է ավելի շատ օքսիդներ (ոչ > 4 նմ), ինչը թույլ է տալիս փոխանցել ազդանշանը երկաթուղային F0-ից: пассивирующего слоя. Փաստորեն, X-PEEM-ի միջոցով Fe (~6 նմ) 49 հայտնաբերման խորությունը մեծ է օքսիդային շերտի սպասվող հաստությունից (մի փոքր > 4 նմ), ինչը թույլ է տալիս հայտնաբերել երկաթի մատրիցից (Fe0) ազդանշանը պասիվացման շերտի տակ։ .Դիտարկված փորձարարական տվյալների համար լավագույն հնարավոր լուծումը գտնելու համար կատարվել են Fe2+ և Fe3+ տարբեր համակցություններ: Նկար 4բ-ում ցույց է տրված Fe2+ և Fe3+ համակցության XAS-1 սպեկտրը, որտեղ Fe2+ և Fe3+ համամասնությունները մոտ 45%-ով նման էին, ինչը վկայում է Fe-ի խառը օքսիդացման վիճակների մասին: Մինչդեռ XAS-2 սպեկտրի համար Fe2+ և Fe3+ տոկոսային հարաբերակցությունը կազմում է համապատասխանաբար ~30% և 60%: Fe2+-ը փոքր է Fe3+-ից: Fe2+ և Fe3+ հարաբերակցությունը, որը հավասար է 1:2-ի, նշանակում է, որ Fe3O4-ը կարող է առաջանալ Fe իոնների միջև նույն հարաբերակցությամբ: Բացի այդ, XAS-3 սպեկտրի համար Fe2+ և Fe3+ տոկոսային հարաբերակցությունը կազմում է ~10% և 80%, ինչը վկայում է Fe2+-ի Fe3+-ի ավելի բարձր փոխակերպման մասին: Ինչպես նշվեց վերևում, Fe3+-ը կարող է առաջանալ α-Fe2O3, γ-Fe2O3 կամ Fe3O4-ից: Fe3+-ի ամենահավանական աղբյուրը հասկանալու համար, XAS-3 սպեկտրը գծագրվել է տարբեր Fe3+ ստանդարտներով նկար 4e-ում, որը ցույց է տալիս նմանություն երկու ստանդարտների հետ՝ դիտարկելով B գագաթնակետը: Այնուամենայնիվ, ուսի գագաթների ինտենսիվությունը (A: Fe2+-ից) և B/A ինտենսիվության հարաբերակցությունը ցույց են տալիս, որ XAS-3-ի սպեկտրը մոտ է, բայց չի համընկնում γ-Fe2O3-ի սպեկտրի հետ: Համեմատած զանգվածային γ-Fe2O3-ի հետ, A SDSS-ի Fe2p XAS գագաթնակետն ունի մի փոքր ավելի բարձր ինտենսիվություն (Նկար 4e), ինչը ցույց է տալիս Fe2+-ի ավելի բարձր ինտենսիվություն: Չնայած XAS-3-ի սպեկտրը նման է γ-Fe2O3-ի սպեկտրին, որտեղ Fe3+-ը առկա է Oh և Td դիրքերում, տարբեր վալենտային վիճակների նույնականացումը և կոորդինացիան միայն L2,3 եզրի երկայնքով կամ L2/L3 ինտենսիվության հարաբերակցությամբ մնում է շարունակական հետազոտության առարկա: Վերջնական սպեկտրին ազդող տարբեր գործոնների բարդության պատճառով41:
Վերը նկարագրված ընտրված հետաքրքրության շրջանների քիմիական վիճակի սպեկտրալ տարբերություններից բացի, Cr և Fe հիմնական տարրերի գլոբալ քիմիական տարասեռությունը գնահատվել է նաև նմուշի մակերեսին ստացված բոլոր XAS սպեկտրները դասակարգելով՝ օգտագործելով K-միջին կլաստերացման մեթոդը: Cr L եզրային պրոֆիլները կազմում են երկու տարածականորեն բաշխված օպտիմալ կլաստերներ Նկար 5-ում ներկայացված տաք և սառը գլանված նմուշներում: Ակնհայտ է, որ տեղական կառուցվածքային որևէ փոփոխություն չի ընկալվում որպես նման, քանի որ XAS Cr սպեկտրների երկու կենտրոնոիդները համեմատելի են: Երկու կլաստերների այս սպեկտրալ ձևերը գրեթե նույնական են Cr2O342-ին համապատասխանող ձևերին, ինչը նշանակում է, որ Cr2O3 շերտերը համեմատաբար հավասարաչափ են տարածված SDSS-ի վրա:
Cr L K-ն նշանակում է եզրային շրջանի կլաստերներ, իսկ b-ն՝ համապատասխան XAS կենտրոնոիդները: Սառը գլանված SDSS-ի K-միջին X-PEEM համեմատության արդյունքները՝ K-միջին կլաստերների c Cr L2.3 եզրային շրջանը և d համապատասխան XAS կենտրոնոիդները:
Ավելի բարդ FeL եզրային քարտեզները պատկերազարդելու համար, տաք և սառը գլանված նմուշների համար օգտագործվել են համապատասխանաբար չորս և հինգ օպտիմիզացված կլաստերներ և դրանց հետ կապված կենտրոնոիդներ (սպեկտրալ պրոֆիլներ): Հետևաբար, Fe2+ և Fe3+ պարունակության տոկոսը (%) կարելի է ստանալ՝ համապատասխանեցնելով Նկար 4-ում ցույց տրված LCF-ը: Էպսևդո կեղծ էլեկտրոդային պոտենցիալը՝ որպես Fe0-ի ֆունկցիա, օգտագործվել է մակերեսային օքսիդային թաղանթի միկրոքիմիական անհամասեռությունը բացահայտելու համար: Էպսևդոն մոտավորապես գնահատվում է խառնման կանոնով,
որտեղ \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\)-ը հավասար է \(\rm{Fe} + 2e^ – \ մինչև \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), համապատասխանաբար 0.440 և 0.036 Վ: Ավելի ցածր պոտենցիալ ունեցող շրջաններն ունեն Fe3+ միացության ավելի բարձր պարունակություն: Ջերմային դեֆորմացված նմուշներում պոտենցիալի բաշխումը շերտավոր բնույթ ունի՝ մոտ 0.119 Վ առավելագույն փոփոխությամբ (Նկար 6ա, բ): Այս պոտենցիալի բաշխումը սերտորեն կապված է մակերևույթի տեղագրության հետ (Նկար 6ա): Հիմքում ընկած շերտային ներքին մասում դիրքից կախված այլ փոփոխություններ չեն դիտարկվել (Նկար 6բ): Ընդհակառակը, սառը գլանված SDSS-ում Fe2+ և Fe3+ տարբեր պարունակություններով տարբեր օքսիդների միացման համար կարելի է դիտարկել կեղծ պոտենցիալի ոչ միատարր բնույթ (Նկար 6գ, դ): Fe3+ օքսիդները և/կամ (օքսի)հիդրօքսիդները պողպատի ժանգի հիմնական բաղադրիչներն են և թափանցելի են թթվածնի և ջրի համար50: Այս դեպքում Fe3+-ով հարուստ կղզյակները համարվում են տեղայնորեն տարածված և կարող են համարվել կոռոզիայի ենթարկված տարածքներ: Միևնույն ժամանակ, պոտենցիալային դաշտի գրադիենտը, այլ ոչ թե պոտենցիալի բացարձակ արժեքը, կարող է օգտագործվել որպես ակտիվ կոռոզիայի օջախների տեղայնացման ցուցիչ: Fe2+-ի և Fe3+-ի այս անհավասար բաշխումը սառը գլանված SDSS-ի մակերեսին կարող է փոխել տեղային քիմիան և ապահովել ավելի գործնական ակտիվ մակերեսային տարածք օքսիդային թաղանթի քայքայման և կոռոզիայի ռեակցիաների ժամանակ, թույլ տալով, որ հիմքում ընկած մետաղական մատրիցը շարունակի կոռոզիայի ենթարկվել, ինչը հանգեցնում է ներքին անհամասեռության:
K-միջին կլաստերները և համապատասխան XAS կենտրոիդները տաք դեֆորմացված X-PEEM ac-ի Fe L2.3 եզրային շրջանում և սառը գլանված SDSS-ի df-ում: a, d K-միջին կլաստերային գրաֆիկները վերադրված են X-PEEM պատկերների վրա: Հաշվարկված պսևդոէլեկտրոդային պոտենցիալը (Epseudo) նշված է K-միջին կլաստերային գրաֆիկի հետ միասին: X-PEEM պատկերի պայծառությունը, ինչպես նկար 2-ում պատկերված գույնը, համեմատական ​​է ռենտգենյան կլանման ինտենսիվությանը:
Cr-ի համեմատաբար միատարր, բայց Fe-ի տարբեր քիմիական վիճակը հանգեցնում է օքսիդային թաղանթի տարբեր վնասման և կոռոզիայի օրինաչափությունների տաք և սառը գլանված Ce-2507-ում: Սառը գլանված Ce-2507-ի այս հատկությունը լավ ուսումնասիրված է: Այս գրեթե չեզոք աշխատանքում շրջակա օդում Fe-ի օքսիդների և հիդրօքսիդների առաջացման վերաբերյալ ռեակցիաները հետևյալն են.
Վերոնշյալ ռեակցիաները տեղի են ունենում հետևյալ սցենարներում՝ հիմնվելով X-PEEM վերլուծության վրա: Fe0-ին համապատասխանող փոքր ուսը կապված է հիմքում ընկած մետաղական երկաթի հետ: Մետաղական Fe-ի ռեակցիան շրջակա միջավայրի հետ հանգեցնում է Fe(OH)2 շերտի առաջացմանը (հավասարում (5)), որը ուժեղացնում է Fe2+ ազդանշանը Fe L-եզրի XAS-ում: Օդի հետ երկարատև ազդեցությունը կարող է հանգեցնել Fe3O4 և/կամ Fe2O3 օքսիդների առաջացմանը Fe(OH)252,53-ից հետո: Fe-ի երկու կայուն ձևեր՝ Fe3O4-ը և Fe2O3-ը, նույնպես կարող են առաջանալ Cr3+-ով հարուստ պաշտպանիչ շերտում, որոնցից Fe3O4-ը նախընտրում է միատարր և կպչուն կառուցվածք: Երկուսի առկայությունն էլ հանգեցնում է խառը օքսիդացման վիճակների (XAS-1 սպեկտր): XAS-2 սպեկտրը հիմնականում համապատասխանում է Fe3O4-ին: Մինչդեռ XAS-3 սպեկտրների դիտարկումը մի քանի տեղերում ցույց է տվել γ-Fe2O3-ի լիակատար փոխակերպում: Քանի որ բացված ռենտգենյան ճառագայթների թափանցման խորությունը մոտ 50 նմ է, ստորին շերտից եկող ազդանշանը հանգեցնում է A գագաթի ավելի բարձր ինտենսիվության:
XPA սպեկտրը ցույց է տալիս, որ օքսիդային թաղանթում Fe բաղադրիչն ունի շերտավոր կառուցվածք՝ զուգակցված Cr օքսիդային շերտի հետ։ Ի տարբերություն կոռոզիայի ժամանակ Cr2O3-ի տեղային անհամասեռության պատճառով պասիվացման նշանների, չնայած այս աշխատանքում Cr2O3-ի միատարր շերտին, այս դեպքում դիտվում է ցածր կոռոզիոն դիմադրություն, հատկապես սառը գլանված նմուշների համար։ Դիտարկված վարքագիծը կարելի է հասկանալ որպես վերին շերտում (Fe) քիմիական օքսիդացման վիճակի անհամասեռություն, որը ազդում է կոռոզիոն կատարողականի վրա։ Վերին շերտի (երկաթի օքսիդ) և ստորին շերտի (քրոմի օքսիդ)52,53 նույն ստեխիոմետրիայի շնորհիվ դրանց միջև ավելի լավ փոխազդեցությունը (կպչունությունը) հանգեցնում է մետաղի կամ թթվածնի իոնների դանդաղ տեղափոխմանը ցանցում, ինչը, իր հերթին, հանգեցնում է կոռոզիոն դիմադրության աճի։ Հետևաբար, անընդհատ ստեխիոմետրիկ հարաբերակցությունը, այսինքն՝ Fe-ի մեկ օքսիդացման վիճակը, նախընտրելի է կտրուկ ստեխիոմետրիկ փոփոխություններից։ Ջերմային դեֆորմացված SDSS-ն ունի ավելի միատարր մակերես, ավելի խիտ պաշտպանիչ շերտ և ավելի լավ կոռոզիոն դիմադրություն։ Մինչդեռ սառը գլանված SDSS-ի դեպքում պաշտպանիչ շերտի տակ Fe3+-ով հարուստ կղզյակների առկայությունը խախտում է մակերեսի ամբողջականությունը և առաջացնում գալվանական կոռոզիա մոտակա հիմքի հետ, ինչը հանգեցնում է Rp-ի կտրուկ անկման (աղյուսակ 1): EIS սպեկտրը և դրա կոռոզիոն դիմադրությունը նվազում են: Կարելի է տեսնել, որ պլաստիկ դեֆորմացիայի պատճառով Fe3+-ով հարուստ կղզյակների տեղային բաշխումը հիմնականում ազդում է կոռոզիոն դիմադրության վրա, ինչը առաջընթաց է այս աշխատանքում: Այսպիսով, այս ուսումնասիրությունը ներկայացնում է պլաստիկ դեֆորմացիայի մեթոդով ուսումնասիրված SDSS նմուշների կոռոզիոն դիմադրության նվազման սպեկտրոսկոպիկ մանրադիտակային պատկերներ:
Բացի այդ, չնայած երկֆազ պողպատներում հազվագյուտ հողային տարրերի համաձուլվածքը ցույց է տալիս ավելի լավ ցուցանիշներ, այս հավելանյութային տարրի փոխազդեցությունը առանձին պողպատե մատրիցայի հետ՝ կոռոզիայի վարքագծի առումով, ըստ սպեկտրոսկոպիկ մանրադիտակի, մնում է անհասկանալի: Ce ազդանշանների հայտնվելը (XAS M-եզրերի միջոցով) սառը գլանման ժամանակ հայտնվում է միայն մի քանի տեղերում, բայց անհետանում է SDSS-ի տաք դեֆորմացիայի ժամանակ, ինչը վկայում է Ce-ի տեղային նստվածքի մասին պողպատե մատրիցայում, այլ ոչ թե համասեռ համաձուլվածքի մասին: Չնայած SDSS6,7 մեխանիկական հատկությունները զգալիորեն չբարելավելուն, հազվագյուտ հողային տարրերի առկայությունը նվազեցնում է ներառուկների չափը և համարվում է, որ կանխում է փոսերի առաջացումը սկզբնական շրջանում54:
Եզրափակելով, այս աշխատանքը բացահայտում է մակերևույթի անհամասեռության ազդեցությունը ցերիումով մոդիֆիկացված 2507 SDSS-ի կոռոզիայի վրա՝ քանակականացնելով նանոմասշտաբի բաղադրիչների քիմիական պարունակությունը: Մենք պատասխանում ենք այն հարցին, թե ինչու է չժանգոտվող պողպատը կոռոզիայի ենթարկվում նույնիսկ պաշտպանիչ օքսիդային շերտի տակ՝ քանակականացնելով դրա միկրոկառուցվածքը, մակերևույթի քիմիան և ազդանշանի մշակումը՝ օգտագործելով K-միջինների կլաստերացումը: Հաստատվել է, որ Fe3+-ով հարուստ կղզյակները, ներառյալ դրանց օկտաեդրային և քառաեդրային կոորդինացիան խառը Fe2+/Fe3+-ի ամբողջ առանձնահատկության երկայնքով, սառը գլանված օքսիդային թաղանթի SDSS-ի վնասման և կոռոզիայի աղբյուրն են: Fe3+-ով գերակշռող նանոկղզյակները հանգեցնում են կոռոզիայի վատ դիմադրության նույնիսկ բավարար ստեխիոմետրիկ Cr2O3 պասիվացնող շերտի առկայության դեպքում: Բացի նանոմասշտաբի քիմիական անհամասեռության կոռոզիայի վրա ազդեցության որոշման մեթոդաբանական առաջընթացից, սպասվում է, որ շարունակական աշխատանքները կոգեշնչեն ինժեներական գործընթացներ՝ պողպատաձուլման ընթացքում չժանգոտվող պողպատների կոռոզիայի դիմադրությունը բարելավելու համար:
Այս ուսումնասիրության մեջ օգտագործված Ce-2507 SDSS ձուլակտորը պատրաստելու համար, Fe-Ce գլխավոր համաձուլվածքից բաղկացած խառը կազմը, որը կնքված էր մաքուր երկաթե խողովակով, հալվել է 150 կգ միջին հաճախականության ինդուկցիոն վառարանում՝ հալված պողպատ ստանալու համար, և լցվել է կաղապարի մեջ: Չափված քիմիական կազմը (քաշային %) ներկայացված է լրացուցիչ աղյուսակ 2-ում: Ձուլակտորները նախ տաք եղանակով կռվում են բլոկների մեջ: Այնուհետև այն թրծվել է 1050°C ջերմաստիճանում 60 րոպե՝ պինդ լուծույթի վիճակում պողպատ ստանալու համար, ապա հանգցվել է ջրում մինչև սենյակային ջերմաստիճան: Ուսումնասիրված նմուշները մանրամասն ուսումնասիրվել են TEM և DOE համակարգերի միջոցով՝ փուլերը, հատիկի չափը և ձևաբանությունը ուսումնասիրելու համար: Նմուշների և արտադրական գործընթացի մասին ավելի մանրամասն տեղեկություններ կարելի է գտնել այլ աղբյուրներում6,7:
Տաք սեղմման համար գլանաձև նմուշները (φ10 մմ × 15 մմ) մշակվել են այնպես, որ գլանի առանցքը զուգահեռ լինի բլոկի դեֆորմացիայի ուղղությանը: Բարձր ջերմաստիճանային սեղմումն իրականացվել է տարբեր ջերմաստիճաններում՝ 1000-1150°C միջակայքում՝ օգտագործելով Gleeble-3800 ջերմային սիմուլյատոր՝ 0.01-10 վրկ-1 միջակայքում հաստատուն դեֆորմացիայի արագությամբ: Դեֆորմացիայից առաջ նմուշները տաքացվել են 10°C վրկ-1 արագությամբ 2 րոպե՝ ընտրված ջերմաստիճանում՝ ջերմաստիճանի գրադիենտը վերացնելու համար: Ջերմաստիճանի միատարրության հասնելուց հետո նմուշը դեֆորմացվել է մինչև 0.7 իրական դեֆորմացիայի արժեք: Դեֆորմացիայից հետո նմուշները անմիջապես մարվել են ջրով՝ դեֆորմացված կառուցվածքը պահպանելու համար: Այնուհետև կարծրացած նմուշը կտրվել է սեղմման ուղղությանը զուգահեռ: Այս ուսումնասիրության համար մենք ընտրել ենք 1050°C, 10 վրկ-1 տաք դեֆորմացիայի պայմանով նմուշ, քանի որ դիտարկված միկրոկարծրությունն ավելի բարձր էր, քան մյուս նմուշներում7:
Ce-2507 պինդ լուծույթի զանգվածային (80 × 10 × 17 մմ3) նմուշներ օգտագործվել են LG-300 եռաֆազ ասինխրոն երկգլանային աղացում՝ բոլոր մյուս դեֆորմացիայի մակարդակների շարքում լավագույն մեխանիկական հատկություններով6: Յուրաքանչյուր ուղու համար դեֆորմացիայի արագությունը և հաստության նվազումը համապատասխանաբար կազմում են 0.2 մ·վ-1 և 5%:
SDSS էլեկտրաքիմիական չափումների համար օգտագործվել է Autolab PGSTAT128N էլեկտրաքիմիական աշխատանքային կայանը՝ սառը գլանումից հետո՝ հաստության 90% կրճատումից (1.0 համարժեք իրական լարում) և 1050°C ջերմաստիճանում 10 վրկ-1 տաք սեղմումից հետո՝ 0.7 իրական լարում ստանալուց հետո: Աշխատանքային կայանը ունի եռէլեկտրոդային խցիկ՝ հագեցած կալոմելային էլեկտրոդով որպես հղման էլեկտրոդ, գրաֆիտային հակաէլեկտրոդով և SDSS նմուշով որպես աշխատանքային էլեկտրոդ: Նմուշները կտրվել են 11.3 մմ տրամագծով գլանների, որոնց կողմերին եռակցվել են պղնձե լարեր: Այնուհետև նմուշները ամրացվել են էպօքսիդային խեժով՝ թողնելով 1 սմ2 աշխատանքային բաց տարածք որպես աշխատանքային էլեկտրոդ (գլանաձև նմուշի ներքևի կողմ): Զգույշ եղեք էպօքսիդային խեժի կարծրացման և հետագա հղկման ու փայլեցման ժամանակ՝ ճաքերից խուսափելու համար: Աշխատանքային մակերեսները հղկվել և փայլեցվել են 1 մկմ մասնիկի չափի ադամանդե փայլեցնող սուսպենզիայով, լվացվել են թորած ջրով և էթանոլով և չորացվել սառը օդում: Էլեկտրաքիմիական չափումներից առաջ հղկված նմուշները մի քանի օր ենթարկվել են օդի ազդեցությանը՝ բնական օքսիդային թաղանթ առաջացնելու համար: FeCl3-ի (6.0 զանգվածային տոկոս) ջրային լուծույթը, որը կայունացված է մինչև pH = 1.0 ± 0.01՝ HCl-ով, ըստ ASTM-ի առաջարկությունների, օգտագործվում է 55 չժանգոտվող պողպատի կոռոզիան արագացնելու համար, քանի որ այն կոռոզիոն է ուժեղ օքսիդացնող ունակություն ունեցող և ցածր pH ունեցող քլորիդային իոնների առկայության դեպքում (G48 և A923 շրջակա միջավայրի ստանդարտներ): Չափումներ կատարելուց առաջ նմուշը 1 ժամ ընկղմեք փորձարկման լուծույթի մեջ՝ գրեթե կայուն վիճակի հասնելու համար: Պինդ լուծույթի, տաք ձևավորված և սառը գլանված նմուշների համար իմպեդանսի չափումները կատարվել են համապատասխանաբար 0.39, 0.33 և 0.25 Վ բաց միացման պոտենցիալների (OPC) դեպքում, 1 105-ից մինչև 0.1 Հց հաճախականության միջակայքում՝ 5 մՎ ամպլիտուդով: Բոլոր քիմիական փորձարկումները կրկնվել են առնվազն 3 անգամ նույն պայմաններում՝ տվյալների վերարտադրելիությունն ապահովելու համար:
HE-SXRD չափումների համար չափվել են 1 × 1 × 1.5 մմ3 չափի ուղղանկյուն դուպլեքս պողպատե բլոկներ՝ CLS-ում, Կանադա,56 գտնվող Բրոքհաուսի բարձր էներգիայի տատանողական սարքի փնջի փուլային կազմը քանակականացնելու համար: Տվյալների հավաքագրումն իրականացվել է Դեբայ-Շերերի երկրաչափությամբ կամ փոխանցման երկրաչափությամբ սենյակային ջերմաստիճանում: LaB6 տրամաչափիչով տրամաչափված ռենտգենյան ալիքի երկարությունը 0.212561 Å է, որը համապատասխանում է 58 կէՎ-ի, որը շատ ավելի բարձր է, քան Cu Kα-ի (8 կէՎ) ալիքի երկարությունը, որը սովորաբար օգտագործվում է որպես լաբորատոր ռենտգենյան աղբյուր: Նմուշը գտնվում էր դետեկտորից 740 մմ հեռավորության վրա: Յուրաքանչյուր նմուշի հայտնաբերման ծավալը 0.2 × 0.3 × 1.5 մմ3 է, որը որոշվում է փնջի չափսով և նմուշի հաստությամբ: Բոլոր տվյալները հավաքագրվել են Պերկին Էլմերի մակերեսային դետեկտորի, հարթ վահանակային ռենտգենյան դետեկտորի, 200 մկմ պիքսելների, 40×40 սմ2 չափի, 0.3 վրկ էքսպոզիցիայի ժամանակի և 120 կադրի միջոցով:
Երկու ընտրված մոդելային համակարգերի X-PEEM չափումները կատարվել են Beamline MAXPEEM PEEM վերջնակետային կայանում՝ MAX IV լաբորատորիայում (Լունդ, Շվեդիա): Նմուշները պատրաստվել են էլեկտրաքիմիական չափումների համար նախատեսված նույն եղանակով: Պատրաստված նմուշները մի քանի օր պահվել են օդում և գազազերծվել գերբարձր վակուումային խցիկում, նախքան սինխրոտրոնային ֆոտոններով ճառագայթվելը: Փնջի գծի էներգետիկ լուծաչափը ստացվել է N2-ում N 1 s-ից մինչև 1\(\pi _g^ \ast\) գրգռման տիրույթում իոնային ելքի սպեկտրը չափելով hv = 401 eV-ի մոտ՝ ֆոտոնի էներգիայի կախվածությունը E3/2, 57-ից: Մոտավոր սպեկտրները տվել են ΔE (սպեկտրալ գծի լայնությունը) մոտ 0.3 eV չափված էներգիայի տիրույթում: Հետևաբար, Fe 2p L2,3 եզրի, Cr 2p L2,3 եզրի, Ni 2p L2,3 եզրի և Ce M4,5 եզրի համար Si 1200 գծային մմ−1 ցանցով փոփոխված SX-700 մոնոքրոմատորի միջոցով ճառագայթային գծի էներգիայի լուծաչափը գնահատվել է E/ΔE = 700 eV/0.3 eV > 2000 և հոսք ≈1012 ph/s: Հետևաբար, Fe 2p L2.3 եզրի, Cr 2p L2.3 եզրի, Ni 2p L2.3 եզրի և Ce M4.5 եզրի համար Si 1200 գծային մմ−1 ցանցով փոփոխված SX-700 մոնոքրոմատորի միջոցով ճառագայթային գծի էներգիայի լուծաչափը գնահատվել է E/ΔE = 700 eV/0.3 eV > 2000 և հոսք ≈1012 ph/s: Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 и поток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 SX-700. для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. Այսպիսով, ճառագայթային անցուղու էներգետիկ լուծաչափը գնահատվել է որպես E/ΔE = 700 eV/0.3 eV > 2000 և հոսք ≈1012 f/s՝ օգտագործելով մոդիֆիկացված SX-700 մոնոքրոմատոր՝ Fe եզրի 2p L2,3, Cr եզրի 2p L2.3, Ni եզրի 2p L2.3 և Ce եզրի M4.5 համար 1200 գիծ/մմ Si ցանցով։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，通蜉0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、Ni 2p L2,3辘边缘.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 Ｘ 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 2边3p.N2.边缘和Ce M4.5 边缘.Այսպիսով, 1200 գծանի Si ցանցով մոդիֆիկացված SX-700 մոնոքրոմատորի օգտագործման դեպքում՝ Cr եզր 2p L2.3, Ni եզր 2p L2.3 և Ce եզր M4.5:Սկանավորեք ֆոտոնի էներգիան 0.2 էՎ քայլերով: Յուրաքանչյուր էներգիայի դեպքում PEEM պատկերները գրանցվել են TVIPS F-216 մանրաթելային միացված CMOS դետեկտորի միջոցով՝ 2 x 2 բիններով, որը ապահովում է 1024 × 1024 պիքսել լուծաչափ 20 մկմ տեսադաշտում: Պատկերների էքսպոզիցիայի ժամանակը կազմել է 0.2 վրկ, միջինում 16 կադր: Ֆոտոէլեկտրոնային պատկերի էներգիան ընտրվել է այնպես, որ ապահովի առավելագույն երկրորդային էլեկտրոնային ազդանշան: Բոլոր չափումները կատարվել են նորմալ անկման դեպքում՝ օգտագործելով գծային բևեռացված ֆոտոնային փունջ: Չափումների մասին լրացուցիչ տեղեկություններ կարելի է գտնել նախորդ ուսումնասիրության մեջ: Ընդհանուր էլեկտրոնային ելքի (TEY) հայտնաբերման ռեժիմը և դրա կիրառումը X-PEEM49-ում ուսումնասիրելուց հետո, այս մեթոդի փորձարկման խորությունը գնահատվում է մոտ 4-5 նմ Cr ազդանշանի համար և մոտ 6 նմ Fe-ի համար: Cr-ի խորությունը շատ մոտ է օքսիդային թաղանթի հաստությանը (~4 նմ)60,61, մինչդեռ Fe-ի խորությունը մեծ է հաստությունից: FeL-ի եզրին հավաքված XRD-ն երկաթի օքսիդների XRD-ի և մատրիցից Fe0-ի խառնուրդ է: Առաջին դեպքում, արտանետվող էլեկտրոնների ինտենսիվությունը գալիս է TEY-ին նպաստող բոլոր հնարավոր տեսակի էլեկտրոններից: Այնուամենայնիվ, մաքուր երկաթի ազդանշանը պահանջում է ավելի բարձր կինետիկ էներգիա, որպեսզի էլեկտրոնները անցնեն օքսիդային շերտով դեպի մակերես և հավաքվեն վերլուծիչի կողմից: Այս դեպքում Fe0 ազդանշանը հիմնականում պայմանավորված է LVV Auger էլեկտրոններով, ինչպես նաև դրանց կողմից արտանետվող երկրորդային էլեկտրոններով: Բացի այդ, այս էլեկտրոնների կողմից ներդրված TEY ինտենսիվությունը քայքայվում է էլեկտրոնի փախուստի ուղու ընթացքում, ինչը հետագայում նվազեցնում է Fe0 սպեկտրալ արձագանքը երկաթի XAS քարտեզում:
Տվյալների արդյունահանման ինտեգրումը տվյալների խորանարդի (X-PEEM տվյալներ) մեջ կարևոր քայլ է բազմաչափ մոտեցմամբ համապատասխան տեղեկատվության (քիմիական կամ ֆիզիկական հատկություններ) արդյունահանման գործում: K-միջինների կլաստերացումը լայնորեն կիրառվում է մի շարք ոլորտներում, ներառյալ մեքենայական տեսողությունը, պատկերի մշակումը, չվերահսկվող օրինաչափությունների ճանաչումը, արհեստական ​​բանականությունը և դասակարգիչ վերլուծությունը: Օրինակ, K-միջինների կլաստերացումը լավ է աշխատել հիպերսպեկտրալ պատկերի տվյալների կլաստերացման մեջ: Սկզբունքորեն, բազմաֆունկցիոնալ տվյալների համար K-միջինների ալգորիթմը կարող է հեշտությամբ խմբավորել դրանք՝ հիմնվելով դրանց ատրիբուտների (ֆոտոնային էներգիայի հատկությունների) վերաբերյալ տեղեկատվության վրա: K-միջինների կլաստերացումը իտերատիվ ալգորիթմ է տվյալները K չհամընկնող խմբերի (կլաստերների) բաժանելու համար, որտեղ յուրաքանչյուր պիքսել պատկանում է որոշակի կլաստերի՝ կախված պողպատի միկրոկառուցվածքային կազմի քիմիական անհամասեռության տարածական բաշխումից: K-միջինների ալգորիթմը ներառում է երկու փուլ. առաջին փուլում հաշվարկվում են K կենտրոիդներ, իսկ երկրորդ փուլում յուրաքանչյուր կետին տրվում է կլաստեր՝ հարևան կենտրոիդներով: Կլաստերի ծանրության կենտրոնը սահմանվում է որպես այդ կլաստերի տվյալների կետերի (XAS սպեկտր) թվաբանական միջինը: Հարևան կենտրոիդները էվկլիդեսյան հեռավորություն սահմանելու համար կան տարբեր հեռավորություններ: px,y մուտքային պատկերի համար (որտեղ x-ը և y-ը պիքսելներով լուծաչափն են), CK-ն կլաստերի ծանրության կենտրոնն է. այս պատկերը կարող է այնուհետև բաժանվել (կլաստերացվել) K կլաստերների՝ օգտագործելով K-means63: K-means կլաստերացման ալգորիթմի վերջին քայլերն են՝
Քայլ 2. Հաշվարկեք բոլոր պիքսելների պատկանելությունը՝ համաձայն ընթացիկ կենտրոիդի։ Օրինակ, այն հաշվարկվում է կենտրոնի և յուրաքանչյուր պիքսելի միջև Էվկլիդեսյան d հեռավորությունից։
Քայլ 3. Յուրաքանչյուր պիքսելը վերագրեք ամենամոտ կենտրոիդին։ Այնուհետև վերահաշվարկեք K կենտրոիդների դիրքերը հետևյալ կերպ՝
Քայլ 4. Կրկնեք գործընթացը (հավասարումներ (7) և (8)) մինչև կենտրոնոիդները զուգամիտվեն: Վերջնական կլաստերացման որակի արդյունքները ուժեղորեն կապված են սկզբնական կենտրոնոիդների լավագույն ընտրության հետ: Պողպատե պատկերների PEEM տվյալների կառուցվածքի համար, սովորաբար X-ը (x × y × λ) եռաչափ զանգվածային տվյալների խորանարդ է, մինչդեռ x և y առանցքները ներկայացնում են տարածական տեղեկատվություն (պիքսելային լուծաչափ), իսկ λ առանցքը համապատասխանում է ֆոտոնային էներգիայի սպեկտրալ պատկերին: K-միջին ալգորիթմը օգտագործվում է X-PEEM տվյալներում հետաքրքրության շրջանները ուսումնասիրելու համար՝ պիքսելները (կլաստերներ կամ ենթաբլոկներ) բաժանելով ըստ իրենց սպեկտրալ առանձնահատկությունների և յուրաքանչյուր անալիտի կլաստերի համար լավագույն կենտրոնոիդները (XAS սպեկտրալ պրոֆիլներ) արդյունահանելով: Այն օգտագործվում է տարածական բաշխումը, տեղական սպեկտրալ փոփոխությունները, օքսիդացման վարքագիծը և քիմիական վիճակները ուսումնասիրելու համար: Օրինակ, K-միջին կլաստերացման ալգորիթմը օգտագործվել է Fe L-եզրի և Cr L-եզրի շրջանների համար տաք և սառը գլանված X-PEEM-ում: Օպտիմալ կլաստերներն ու կենտրոիդները գտնելու համար փորձարկվել են տարբեր թվով K կլաստերներ (միկրոկառուցվածքի շրջաններ): Երբ այս թվերը ցուցադրվում են, պիքսելները վերաբաշխվում են համապատասխան կլաստերի կենտրոիդներին: Յուրաքանչյուր գունային բաշխում համապատասխանում է կլաստերի կենտրոնին՝ ցույց տալով քիմիական կամ ֆիզիկական օբյեկտների տարածական դասավորությունը: Արդյունահանված կենտրոիդները մաքուր սպեկտրների գծային համադրություններ են:
Այս ուսումնասիրության արդյունքները հաստատող տվյալները հասանելի են համապատասխան WC հեղինակի կողմից ողջամիտ պահանջի դեպքում։
Սիուրին, Հ. և Սանդստրյոմ, Ռ. Եռակցված դուպլեքս չժանգոտվող պողպատի կոտրման ամրությունը։ Սիուրին, Հ. և Սանդստրյոմ, Ռ. Եռակցված դուպլեքս չժանգոտվող պողպատի կոտրման ամրությունը։ Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Սիուրին, Հ. և Սանդստրյոմ, Ռ. Եռակցված դուպլեքս չժանգոտվող պողպատի կոտրման ամրությունը։ 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. Սիուրին, Հ. և Սանդստրյոմ, Ռ. Եռակցված դուպլեքս չժանգոտվող պողպատների կոտրման ամրությունը։Բրիտանիա։ Կոտորակային մաս։ մորթի։ 73, 377–390 (2006)։
Ադամս, Ֆ.Վ., Օլուամբի, Պ.Ա., Պոտգիտեր, Ջ.Հ. և Վան դեր Մերվե, Ջ. Դուպլեքս չժանգոտվող պողպատների կոռոզիոն դիմադրությունը ընտրված օրգանական թթուներում և օրգանական թթու/քլորիդային միջավայրերում։ Ադամս, Ֆ.Վ., Օլուամբի, Պ.Ա., Պոտգիտեր, Ջ.Հ. և Վան դեր Մերվե, Ջ. Դուպլեքս չժանգոտվող պողպատների կոռոզիոն դիմադրությունը ընտրված օրգանական թթուներում և օրգանական թթու/քլորիդային միջավայրերում։Ադամս, Ֆ.Վ., Օլուամբի, Պ.Ա., Պոտգիտեր, Ջ. Խ. և Վան դեր Մերվե, Ջ. Դուպլեքս չժանգոտվող պողպատների կոռոզիոն դիմադրությունը որոշ օրգանական թթուների և օրգանական թթուների/քլորիդների պարունակությամբ միջավայրերում։ Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J.Ադամս, Ֆ.Վ., Օլուամբի, Պ.Ա., Պոտգիտեր, Ջ. Խ. և Վան դեր Մերվե, Ջ. Դուպլեքս չժանգոտվող պողպատների կոռոզիոն դիմադրությունը օրգանական թթուների և օրգանական թթուների/քլորիդների ընտրված միջավայրերում։պահպանիչ։ Նյութերի մեթոդներ 57, 107–117 (2010)։
Բարերա, Ս. և այլք։ Fe-Al-Mn-C դուպլեքս համաձուլվածքների կոռոզիոն-օքսիդացնող վարքագիծը։ Materials 12, 2572 (2019)։
Լևկով, Լ., Շուրիգին, Դ., Դուբ, Վ., Կոսիրև, Կ. և Բալիկոև, Ա. Գազի և նավթի արտադրության սարքավորումների համար նախատեսված գերդուպլեքս պողպատների նոր սերունդ։ Լևկով, Լ., Շուրիգին, Դ., Դուբ, Վ., Կոսիրև, Կ. և Բալիկոև, Ա. Գազի և նավթի արտադրության սարքավորումների համար նախատեսված գերդուպլեքս պողպատների նոր սերունդ։Լևկով Լ., Շուրիգին Դ., Դուբ Վ., Կոսիրև Կ., Բալիկոև Ա. Նավթի և գազի արդյունահանման սարքավորումների համար նախատեսված գերդուպլեքս պողպատների նոր սերունդ։Լևկով Լ., Շուրիգին Դ., Դուբ Վ., Կոսիրև Կ., Բալիկոև Ա. Գազի և նավթի արտադրության սարքավորումների համար նախատեսված գերդուպլեքս պողպատների նոր սերունդ։ Վեբինար E3S 121, 04007 (2019)։
Քինգկլանգ, Ս. և Ուտհայսանգսուկ, Վ. Դուպլեքս չժանգոտվող պողպատ 2507 կարգի տաք դեֆորմացիայի վարքի հետազոտություն: Մետաղ: Քինգկլանգ, Ս. և Ուտհայսանգսուկ, Վ. Դուպլեքս չժանգոտվող պողպատ 2507 կարգի տաք դեֆորմացիայի վարքի հետազոտություն: Մետաղ: Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Մետաղ. Քինգկլանգ, Ս. և Ուտհայսանգսուկ, Վ. 2507 տիպի դուպլեքս չժանգոտվող պողպատի տաք դեֆորմացիայի վարքի ուսումնասիրություն։ Մետաղ։ 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。Քինգկլանգ, Ս. և Ուտայսանսուկ, Վ. 2507 տիպի դուպլեքս չժանգոտվող պողպատի տաք դեֆորմացիայի վարքի հետազոտություն։ Մետաղ։Ալմա մատեր։ Տրանս։ 48, 95–108 (2017)։
Չժոու, Տ. և այլք։ Կառավարվող սառը գլանման ազդեցությունը ցերիումով մոդիֆիկացված սուպեր-դուպլեքս SAF 2507 չժանգոտվող պողպատի միկրոկառուցվածքի և մեխանիկական հատկությունների վրա։ Ալմա մատեր։ Գիտություն։ Բրիտանիա։ A 766, 138352 (2019)։
Չժոու, Տ. և այլք։ Ցերիումով մոդիֆիկացված սուպեր-դուպլեքս SAF 2507 չժանգոտվող պողպատի ջերմային դեֆորմացիայի հետևանքով առաջացած կառուցվածքային և մեխանիկական հատկություններ։ J. Alma mater. պահեստային բաքի տեխնոլոգիա։ 9, 8379–8390 (2020)։
Չժենգ, Զ., Վանգ, Ս., Լոնգ, Ջ., Վանգ, Ջ. և Չժենգ, Կ. Հազվագյուտ հողային տարրերի ազդեցությունը աուստենիտային պողպատի բարձր ջերմաստիճանային օքսիդացման վարքագծի վրա։ Չժենգ, Զ., Վանգ, Ս., Լոնգ, Ջ., Վանգ, Ջ. և Չժենգ, Կ. Հազվագյուտ հողային տարրերի ազդեցությունը աուստենիտային պողպատի բարձր ջերմաստիճանային օքսիդացման վարքագծի վրա։Չժենգ Զ., Վան Ս., Լոնգ Ջ., Վան Ջ. և Չժենգ Կ. Հազվագյուտ հողային տարրերի ազդեցությունը աուստենիտային պողպատի վարքագծի վրա բարձր ջերմաստիճանային օքսիդացման դեպքում։ 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, Կ.Չժենգ Զ., Վան Ս., Լոնգ Ջ., Վան Ջ. և Չժենգ Կ. Հազվագյուտ հողային տարրերի ազդեցությունը աուստենիտային պողպատների վարքագծի վրա բարձր ջերմաստիճանային օքսիդացման դեպքում։Կորոս։ Գիտություն։ 164, 108359 (2020)։
Լի, Յ., Յանգ, Գ., Ջիանգ, Զ., Չեն, Ս. և Սուն, Ս. Ce-ի ազդեցությունը 27Cr-3.8Mo-2Ni գերֆերիտային չժանգոտվող պողպատների միկրոկառուցվածքի և հատկությունների վրա։ Լի, Յ., Յանգ, Գ., Ջիանգ, Զ., Չեն, Ս. և Սուն, Ս. Ce-ի ազդեցությունը 27Cr-3.8Mo-2Ni գերֆերիտային չժանգոտվող պողպատների միկրոկառուցվածքի և հատկությունների վրա։Լի Յ., Յանգ Գ., Ջիանգ Զ., Չեն Կ. և Սուն Ս. Se-ի ազդեցությունը սուպերֆերիտային չժանգոտվող պողպատների միկրոկառուցվածքի և հատկությունների վրա 27Cr-3,8Mo-2Ni: Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni. Լի, Յ., Յանգ, Գ., Ջիանգ, Զ., Չեն, Ս. և Սուն, Ս. Ce-ի ազդեցությունը 27Cr-3.8Mo-2Ni գերպողպատե չժանգոտվող պողպատի միկրոկառուցվածքի և հատկությունների վրա։ Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеющей стали 27Cr-3,8Mo-2Ni Լի, Յ., Յանգ, Գ., Ջիանգ, Զ., Չեն, Ս. և Սուն, Ս. Ce-ի ազդեցությունը սուպերֆերիտային 27Cr-3,8Mo-2Ni չժանգոտվող պողպատի միկրոկառուցվածքի և հատկությունների վրա։Երկաթե նշան։ Steelmak 47, 67–76 (2020)։