გმადლობთ, რომ ეწვიეთ Nature.com-ს. თქვენს მიერ გამოყენებულ ბრაუზერის ვერსიას CSS-ის შეზღუდული მხარდაჭერა აქვს. საუკეთესო გამოცდილებისთვის გირჩევთ გამოიყენოთ განახლებული ბრაუზერი (ან გამორთოთ თავსებადობის რეჟიმი Internet Explorer-ში). ამასობაში, მხარდაჭერის უწყვეტი უზრუნველყოფის მიზნით, საიტს სტილებისა და JavaScript-ის გარეშე ვაჩვენებთ.
ფართოდ გამოყენებული უჟანგავი ფოლადი და მისი ჭედური ვერსიები მდგრადია კოროზიის მიმართ გარემო პირობებში ქრომის ოქსიდისგან შემდგარი პასივაციის ფენის გამო. ფოლადის კოროზია და ეროზია ტრადიციულად ასოცირდება ამ ფენების განადგურებასთან, მაგრამ იშვიათად მიკროსკოპულ დონეზე, ზედაპირის არაერთგვაროვნების წარმოშობიდან გამომდინარე. ამ ნაშრომში, სპექტროსკოპიული მიკროსკოპიითა და ქიმიომეტრიული ანალიზით აღმოჩენილი ნანომასშტაბის ზედაპირის ქიმიური ჰეტეროგენულობა მოულოდნელად დომინირებს ცივი ნაგლინი ცერიუმით მოდიფიცირებული სუპერდუპლექსური უჟანგავი ფოლადის 2507 (SDSS) დაშლისა და კოროზიის დროს მისი ცხელი დეფორმაციის ქცევის დროს. მეორე მხარე. მიუხედავად იმისა, რომ რენტგენის ფოტოელექტრონულმა მიკროსკოპიამ აჩვენა ბუნებრივი Cr2O3 ფენის შედარებით ერთგვაროვანი დაფარვა, ცივი ნაგლინი SDSS-მა აჩვენა ცუდი პასივაციის შედეგები Fe3+ მდიდარი ნანოკუნძულების ლოკალიზებული განაწილების გამო Fe/Cr ოქსიდის ფენაზე. ატომურ დონეზე ეს ცოდნა უზრუნველყოფს უჟანგავი ფოლადის კოროზიის ღრმა გაგებას და მოსალოდნელია, რომ ხელს შეუწყობს მსგავსი მაღალშენადნობი ლითონების კოროზიასთან ბრძოლას.
უჟანგავი ფოლადის გამოგონების შემდეგ, ფეროქრომის შენადნობების კოროზიისადმი მდგრადობა მიეწერება ქრომს, რომელიც წარმოქმნის ძლიერ ოქსიდს/ოქსიჰიდროქსიდს, რომელიც უმეტეს გარემოში ავლენს პასივირებად ქცევას. ჩვეულებრივ (აუსტენიტურ და ფერიტურ) უჟანგავ ფოლადებთან შედარებით, სუპერდუპლექსურ უჟანგავ ფოლადებს (SDSS), რომლებსაც უკეთესი კოროზიისადმი მდგრადობა აქვთ, აქვთ უმაღლესი მექანიკური თვისებები1,2,3. გაზრდილი მექანიკური სიმტკიცე საშუალებას იძლევა უფრო მსუბუქი და კომპაქტური კონსტრუქციების შესაქმნელად. ამის საპირისპიროდ, ეკონომიურ SDSS-ს აქვს მაღალი მდგრადობა ორმოებისა და ნაპრალისებრი კოროზიის მიმართ, რაც იწვევს უფრო ხანგრძლივ მომსახურების ვადას და უფრო ფართო გამოყენებას დაბინძურების კონტროლში, ქიმიურ კონტეინერებსა და ნავთობისა და გაზის ოფშორულ ინდუსტრიაში4. თუმცა, თერმული დამუშავების ტემპერატურის ვიწრო დიაპაზონი და ცუდი ფორმირების უნარი ხელს უშლის მის ფართო პრაქტიკულ გამოყენებას. ამიტომ, SDSS მოდიფიცირებულია ზემოთ ჩამოთვლილი თვისებების გასაუმჯობესებლად. მაგალითად, Ce მოდიფიკაცია და N6, 7, 8-ის მაღალი დანამატები დანერგილია 2507 SDSS-ში (Ce-2507). იშვიათმიწა ელემენტის (Ce) 0.08 წონითი%-ის შესაბამისი კონცენტრაცია დადებითად მოქმედებს DSS-ის მექანიკურ თვისებებზე, რადგან ის აუმჯობესებს მარცვლების დახვეწილობას და მარცვლების სასაზღვრო სიმტკიცეს. ასევე გაუმჯობესებულია ცვეთა-კოროზიისადმი მდგრადობა, დაჭიმვისა და დენადობის ზღვარი, ასევე ცხელი დამუშავების უნარი.9 დიდი რაოდენობით აზოტს შეუძლია ჩაანაცვლოს ძვირადღირებული ნიკელის შემცველობა, რაც SDSS-ს უფრო ეკონომიურს ხდის.10
ბოლო დროს, SDSS პლასტურად დეფორმირებული იქნა სხვადასხვა ტემპერატურაზე (დაბალი ტემპერატურა, ცივი და ცხელი) შესანიშნავი მექანიკური თვისებების მისაღწევად6,7,8. თუმცა, SDSS-ის შესანიშნავი კოროზიისადმი მდგრადობა განპირობებულია ზედაპირზე თხელი ოქსიდის ფენის არსებობით, რომელზეც გავლენას ახდენს მრავალი ფაქტორი, როგორიცაა სხვადასხვა მარცვლოვანი საზღვრების მქონე მრავალი ფაზის არსებობა, არასასურველი ნალექები და სხვადასხვა რეაქციები. სხვადასხვა აუსტენიტური და ფერიტული ფაზების შიდა არაერთგვაროვანი მიკროსტრუქტურა დეფორმირებულია7. ამიტომ, ასეთი ფენების მიკროდომენის თვისებების შესწავლა ელექტრონული სტრუქტურის დონეზე გადამწყვეტი მნიშვნელობისაა SDSS კოროზიის გასაგებად და მოითხოვს რთულ ექსპერიმენტულ ტექნიკას. ჯერჯერობით, ზედაპირულად მგრძნობიარე მეთოდები, როგორიცაა აგერის ელექტრონული სპექტროსკოპია11 და რენტგენის ფოტოელექტრონული სპექტროსკოპია12,13,14,15, ასევე მყარი რენტგენის ფოტოელექტრონული ფოტოელექტრონული სისტემა, განასხვავებენ, მაგრამ ხშირად ვერ ახერხებენ ერთი და იგივე ელემენტის ქიმიური მდგომარეობების გამოყოფას სივრცის სხვადასხვა წერტილში ნანომასშტაბიან დონეზე. რამდენიმე ბოლოდროინდელმა კვლევამ ქრომის ადგილობრივი დაჟანგვა დააკავშირა 17 აუსტენიტური უჟანგავი ფოლადების, 18 მარტენსიტული უჟანგავი ფოლადების და SDSS 19, 20-ის დაკვირვებულ კოროზიულ ქცევასთან. თუმცა, ეს კვლევები ძირითადად ფოკუსირებული იყო Cr-ის ჰეტეროგენულობის (მაგ., Cr3+ დაჟანგვის მდგომარეობა) კოროზიისადმი მდგრადობაზე ზემოქმედებაზე. ელემენტების დაჟანგვის მდგომარეობების გვერდითი ჰეტეროგენულობა შეიძლება გამოწვეული იყოს ერთი და იგივე შემადგენელი ელემენტების მქონე სხვადასხვა ნაერთებით, როგორიცაა რკინის ოქსიდები. ეს ნაერთები მემკვიდრეობით იღებენ თერმომექანიკურად დამუშავებულ მცირე ზომას, რომლებიც ერთმანეთთან ახლოსაა, მაგრამ განსხვავდებიან შემადგენლობით და დაჟანგვის მდგომარეობით16,21. ამიტომ, ოქსიდური ფენების განადგურების და შემდეგ ორმოების გამოვლენის მიზნით, საჭიროა ზედაპირული არაერთგვაროვნების გაგება მიკროსკოპულ დონეზე. ამ მოთხოვნების მიუხედავად, რაოდენობრივი შეფასებები, როგორიცაა გვერდითი დაჟანგვის ჰეტეროგენულობა, განსაკუთრებით რკინის ნანო/ატომურ დონეზე, ჯერ კიდევ არ არის შესწავლილი და მათი მნიშვნელობა კოროზიისადმი მდგრადობისთვის შეუსწავლელი რჩება. ბოლო დრომდე, სხვადასხვა ელემენტების, როგორიცაა Fe და Ca, ქიმიური მდგომარეობა რაოდენობრივად აღიწერებოდა ფოლადის ნიმუშებზე ნანომასშტაბიანი სინქროტრონული გამოსხივების დანადგარებში რბილი რენტგენის ფოტოელექტრონული მიკროსკოპიის (X-PEEM) გამოყენებით. ქიმიურად მგრძნობიარე რენტგენის შთანთქმის სპექტროსკოპიის (XAS) ტექნიკასთან ერთად, X-PEEM საშუალებას იძლევა XAS გაზომვის მაღალი სივრცითი და სპექტრული გარჩევადობით, რაც უზრუნველყოფს ქიმიურ ინფორმაციას ელემენტის შემადგენლობისა და მისი ქიმიური მდგომარეობის შესახებ ნანომეტრის მასშტაბის სივრცითი გარჩევადობით 23. მიკროსკოპის ქვეშ ინიციაციის ადგილის ეს სპექტროსკოპიული დაკვირვება ხელს უწყობს ადგილობრივ ქიმიურ ექსპერიმენტებს და შეუძლია სივრცით აჩვენოს Fe ფენაში აქამდე შეუსწავლელი ქიმიური ცვლილებები.
ეს კვლევა აფართოებს PEEM-ის უპირატესობებს ნანომასშტაბიან ქიმიური განსხვავებების აღმოჩენაში და წარმოადგენს ატომური დონის ზედაპირის ანალიზის ეფექტურ მეთოდს Ce-2507-ის კოროზიული ქცევის გასაგებად. იგი იყენებს K-საშუალო კლასტერულ ქიმიომეტრიულ მონაცემებს24 ჩართული ელემენტების გლობალური ქიმიური შემადგენლობის (ჰეტეროგენურობის) შესაფასებლად, მათი ქიმიური მდგომარეობები კი წარმოდგენილია სტატისტიკური წარმოდგენით. ქრომის ოქსიდის ფენის დაშლით გამოწვეული კოროზიის ტრადიციული შემთხვევისგან განსხვავებით, ამჟამინდელი ცუდი პასივაცია და კოროზიისადმი დაბალი წინააღმდეგობა მიეწერება Fe/Cr ოქსიდის ფენის მახლობლად მდებარე ლოკალიზებულ Fe3+-ით მდიდარ ნანოკუნძულებს, რაც შეიძლება დამცავი ოქსიდების შედეგი იყოს. დაშლის ადგილას წარმოიქმნება ფენა, რომელიც იწვევს კოროზიას.
დეფორმირებული SDSS 2507-ის კოროზიული ქცევა თავდაპირველად შეფასდა ელექტროქიმიური გაზომვების გამოყენებით. ნახ. 1-ზე ნაჩვენებია ნაიკვისტისა და ბოდის მრუდები შერჩეული ნიმუშებისთვის FeCl3-ის მჟავე (pH = 1) წყალხსნარებში ოთახის ტემპერატურაზე. შერჩეული ელექტროლიტი მოქმედებს როგორც ძლიერი დამჟანგავი აგენტი, რაც ახასიათებს პასივაციის ფენის დაშლის ტენდენციას. მიუხედავად იმისა, რომ მასალამ არ გაიარა სტაბილური ოთახის ტემპერატურაზე ორმოების წარმოქმნა, ამ ანალიზებმა მოგვცა ინფორმაცია პოტენციური უკმარისობის მოვლენებისა და კოროზიის შემდგომი პროცესების შესახებ. ეკვივალენტური სქემა (ნახ. 1დ) გამოყენებული იქნა ელექტროქიმიური იმპედანსის სპექტროსკოპიის (EIS) სპექტრების მოსარგებად და შესაბამისი მორგების შედეგები ნაჩვენებია ცხრილ 1-ში. ხსნარით დამუშავებული და ცხელი დამუშავებული ნიმუშების ტესტირებისას გამოჩნდა არასრული ნახევარწრეები, ხოლო შესაბამისი შეკუმშული ნახევარწრეები ცივად იყო გაბრტყელებული (ნახ. 1ბ). EIS სპექტრში ნახევარწრის რადიუსი შეიძლება ჩაითვალოს პოლარიზაციის წინააღმდეგობად (Rp)25,26. ცხრილში 1-ში მოცემული ხსნარით დამუშავებული SDSS-ის Rp დაახლოებით 135 kΩ სმ-2-ია, თუმცა, ცხელი და ცივი ნაგლინი SDSS-ისთვის, შესაბამისად, 34.7 და 2.1 kΩ სმ-2-ის მნიშვნელობები გაცილებით დაბალია. Rp-ის ეს მნიშვნელოვანი შემცირება მიუთითებს პლასტიკური დეფორმაციის უარყოფით ზეგავლენაზე პასივაციასა და კოროზიისადმი მდგრადობაზე, როგორც ეს ნაჩვენებია წინა ანგარიშებში 27, 28, 29, 30.
a ნაიკვისტი, b, c ბოდის წინაღობისა და ფაზის დიაგრამები და d-სთვის ეკვივალენტური წრედის მოდელი, სადაც RS არის ელექტროლიტის წინააღმდეგობა, Rp არის პოლარიზაციის წინააღმდეგობა და QCPE არის მუდმივი ფაზის ელემენტის ოქსიდი, რომელიც გამოიყენება არაიდეალური ტევადობის (n) მოდელირებისთვის. EIS გაზომვები ჩატარდა დატვირთვის გარეშე პოტენციალზე.
პირველი რიგის მუდმივები ნაჩვენებია ბოდის დიაგრამაზე, ხოლო მაღალი სიხშირის პლატო წარმოადგენს ელექტროლიტის წინაღობას RS26. სიხშირის შემცირებასთან ერთად, წინაღობა იზრდება და ვლინდება უარყოფითი ფაზური კუთხე, რაც მიუთითებს ტევადობის დომინირებაზე. ფაზური კუთხე იზრდება, ინარჩუნებს თავის მაქსიმალურ მნიშვნელობას შედარებით ფართო სიხშირის დიაპაზონში და შემდეგ მცირდება (სურ. 1გ). თუმცა, სამივე შემთხვევაში ეს მაქსიმალური მნიშვნელობა მაინც 90°-ზე ნაკლებია, რაც მიუთითებს არაიდეალურ ტევადურ ქცევაზე ტევადობის დისპერსიის გამო. ამრიგად, QCPE მუდმივი ფაზური ელემენტი (CPE) გამოიყენება ზედაპირის უხეშობის ან არაერთგვაროვნების მიხედვით მიღებული ინტერფაზური ტევადობის განაწილების წარმოსადგენად, განსაკუთრებით ატომური მასშტაბის, ფრაქტალური გეომეტრიის, ელექტროდის ფორიანობის, არაერთგვაროვანი პოტენციალის და ზედაპირზე დამოკიდებული დენის განაწილების თვალსაზრისით. ელექტროდის გეომეტრია31,32. CPE წინაღობა:
სადაც j არის წარმოსახვითი რიცხვი და ω არის კუთხური სიხშირე. QCPE არის სიხშირის დამოუკიდებელი მუდმივა, რომელიც პროპორციულია ელექტროლიტის აქტიური ღია ფართობისა. n არის განზომილებების გარეშე სიმძლავრის რიცხვი, რომელიც აღწერს კონდენსატორის იდეალური ტევადობის ქცევიდან გადახრას, ანუ რაც უფრო ახლოსაა n 1-თან, მით უფრო ახლოსაა CPE სუფთა ტევადობასთან და თუ n ახლოსაა ნულთან, ეს არის წინააღმდეგობა. n-ის მცირე გადახრა, 1-თან ახლოს, მიუთითებს ზედაპირის არაიდეალურ ტევადობაზე პოლარიზაციის ტესტირების შემდეგ. ცივი ნაგლინი SDSS-ის QCPE გაცილებით მაღალია, ვიდრე მსგავსი პროდუქტები, რაც ნიშნავს, რომ ზედაპირის ხარისხი ნაკლებად ერთგვაროვანია.
უჟანგავი ფოლადების კოროზიისადმი მდგრადობის უმეტესი თვისებების შესაბამისად, SDSS-ში Cr-ის შედარებით მაღალი შემცველობა ზოგადად იწვევს SDSS-ის უკეთეს კოროზიისადმი მდგრადობას ზედაპირზე პასიური დამცავი ოქსიდის ფენის არსებობის გამო17. ეს პასივაციური ფენა, როგორც წესი, მდიდარია Cr3+ ოქსიდებით და/ან ჰიდროქსიდებით, რომლებიც ძირითადად აერთიანებს Fe2+, Fe3+ ოქსიდებს და/ან (ოქსი)ჰიდროქსიდებს33. ზედაპირის ერთგვაროვნების, პასივაციური ოქსიდის ფენის და ზედაპირზე ხილული ბზარების არარსებობის მიუხედავად, რაც მიკროსკოპული სურათებით არის განსაზღვრული6,7, ცხელი დამუშავებით და ცივი ნაგლინი SDSS-ის კოროზიისადმი ქცევა განსხვავებულია და შესაბამისად, მოითხოვს ფოლადის დეფორმაციის მიკროსტრუქტურისა და სტრუქტურული მახასიათებლების სიღრმისეულ შესწავლას.
დეფორმირებული უჟანგავი ფოლადის მიკროსტრუქტურა რაოდენობრივად იქნა გამოკვლეული შიდა და სინქროტრონული მაღალი ენერგიის რენტგენის სხივების გამოყენებით (დამატებითი ნახაზი 1, 2). დეტალური ანალიზი მოცემულია დამატებით ინფორმაციაში. მიუხედავად იმისა, რომ ეს ძირითადად შეესაბამება მთავარი ფაზის ტიპს, განსხვავებები აღმოჩნდა ფაზების მოცულობით ფრაქციებში, რომლებიც ჩამოთვლილია დამატებით ცხრილში 1. განსხვავება შეიძლება გამოწვეული იყოს ზედაპირზე ჰეტეროგენული ფაზის ფრაქციით და მოცულობითი ფრაქციით (XRD), რომელიც ექვემდებარება აღმოჩენის სხვადასხვა სიღრმეს რენტგენის დიფრაქციის გამოყენებით ინციდენტური ფოტონების სხვადასხვა ენერგიის წყაროებით. ლაბორატორიული წყაროდან XRD-ით განსაზღვრული ცივად ნაგლინ ნიმუშებში აუსტენიტის შედარებით მაღალი პროპორცია მიუთითებს უკეთეს პასივაციაზე და შესაბამისად უკეთეს კოროზიისადმი მდგრადობაზე35, ხოლო უფრო ზუსტი და სტატისტიკური შედეგები მიუთითებს ფაზების პროპორციების საპირისპირო ტენდენციებზე. გარდა ამისა, ფოლადის კოროზიისადმი მდგრადობა ასევე დამოკიდებულია მარცვლების დახვეწილობის ხარისხზე, მარცვლების ზომის შემცირებაზე, მიკროდეფორმაციების ზრდაზე და დისლოკაციების სიმკვრივეზე, რომლებიც ხდება თერმომექანიკური დამუშავების დროს36,37,38. ცხელი დამუშავების ნიმუშები უფრო მარცვლოვან ბუნებას ავლენენ, რაც მიკრონის ზომის მარცვლებზე მიუთითებს, ხოლო ცივად ნაგლინ ნიმუშებში (დამატებითი სურ. 3) დაფიქსირებული გლუვი რგოლები წინა ნაშრომებში ნანომასშტაბიან მარცვლებამდე მნიშვნელოვან დახვეწაზე მიუთითებს6, რამაც ხელი უნდა შეუწყოს ფენის პასივაციას, ფორმირებას და კოროზიისადმი მდგრადობის გაზრდას. დისლოკაციის უფრო მაღალი სიმკვრივე ჩვეულებრივ ასოცირდება ორმოების წარმოქმნისადმი დაბალ მდგრადობასთან, რაც კარგად ემთხვევა ელექტროქიმიურ გაზომვებს.
ელემენტარული ელემენტების მიკროდომენების ქიმიური მდგომარეობების ცვლილებები სისტემატურად იქნა შესწავლილი X-PEEM-ის გამოყენებით. შენადნობის ელემენტების სიმრავლის მიუხედავად, აქ შეირჩა Cr, Fe, Ni და Ce39, რადგან Cr არის პასივაციის ფენის ფორმირების ძირითადი ელემენტი, Fe არის ფოლადში მთავარი ელემენტი, ხოლო Ni აძლიერებს პასივაციას და აბალანსებს ფერიტ-აუსტენიტურ ფაზურ სტრუქტურას და Ce-ს მოდიფიკაციის დანიშნულებას. სინქროტრონული გამოსხივების ენერგიის რეგულირებით, RAS ზედაპირიდან დაფარული იყო Cr (კიდე L2.3), Fe (კიდე L2.3), Ni (კიდე L2.3) და Ce (კიდე M4.5) ძირითადი მახასიათებლებით. ცხელი ფორმირება და ცივი გლინვა Ce-2507 SDSS. შესაბამისი მონაცემების ანალიზი ჩატარდა ენერგიის კალიბრაციის გამოქვეყნებულ მონაცემებთან (მაგ. XAS 40, 41 Fe L2-ზე, 3 კიდეზე) ინტეგრირებით.
ნახ. 2-ზე ნაჩვენებია ცხელად დამუშავებული (ნახ. 2ა) და ცივად ნაგლინი (ნახ. 2დ) Ce-2507 SDSS-ის და Cr-ისა და Fe L2,3-ის შესაბამისი XAS კიდეების X-PEEM გამოსახულებები ინდივიდუალურად მონიშნულ ადგილებში. XAS-ის L2,3 კიდე იკვლევს დაუკავებელ 3d მდგომარეობებს ელექტრონის ფოტოაგზნების შემდეგ სპინ-ორბიტის გაყოფის დონეებზე 2p3/2 (L3 კიდე) და 2p1/2 (L2 კიდე). ინფორმაცია Cr-ის ვალენტური მდგომარეობის შესახებ მიღებული იქნა XAS-დან L2,3 კიდეზე ნახ. 2ბ, ე. შედარებამ მოსამართლეებთან. 42,43 აჩვენა, რომ L3 კიდის მახლობლად დაფიქსირდა ოთხი პიკი, სახელწოდებით A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV) და D (582.2 eV), რომლებიც ასახავს ოქტაედრულ Cr3+-ს, რაც შეესაბამება Cr2O3 იონს. ექსპერიმენტული სპექტრები ემთხვევა b და e პანელებში ნაჩვენებ თეორიულ გამოთვლებს, რომლებიც მიღებულია Cr L2.3 ინტერფეისზე კრისტალური ველის მრავალჯერადი გამოთვლებით 2.0 eV44 კრისტალური ველის გამოყენებით. ცხელი და ცივი ნაგლინი SDSS-ის ორივე ზედაპირი დაფარულია Cr2O3-ის შედარებით ერთგვაროვანი ფენით.
თერმულად დეფორმირებული SDSS-ის X-PEEM თერმული გამოსახულება, რომელიც შეესაბამება b Cr L2.3 კიდეს და c Fe L2.3 კიდეს, d X-PEEM თერმული გამოსახულება, რომელიც შეესაბამება e Cr L2.3 კიდეს და f Fe L2.3 კიდის მხარეს (f). XAS სპექტრები გამოსახულია თერმულ სურათებზე მონიშნულ სხვადასხვა სივრცულ პოზიციებზე (a, d), (b) და (e)-ში ნარინჯისფერი წერტილოვანი ხაზები წარმოადგენს Cr3+-ის სიმულირებულ XAS სპექტრებს 2.0 eV კრისტალური ველის მნიშვნელობით. X-PEEM სურათებისთვის, გამოსახულების წაკითხვადობის გასაუმჯობესებლად გამოიყენეთ თერმული პალიტრა, სადაც ლურჯიდან წითლამდე ფერები პროპორციულია რენტგენის შთანთქმის ინტენსივობის (დაბალიდან მაღალამდე).
ამ მეტალის ელემენტების ქიმიური გარემოს მიუხედავად, ორივე ნიმუშისთვის Ni და Ce შენადნობის ელემენტების დამატებების ქიმიური მდგომარეობა უცვლელი დარჩა. დამატებითი ნახაზი. ნახაზები 5-9 აჩვენებს X-PEEM სურათებს და შესაბამის XAS სპექტრებს Ni-სა და Ce-სთვის ცხლად დამუშავებული და ცივად ნაგლინი ნიმუშების ზედაპირზე სხვადასხვა პოზიციაზე. Ni XAS აჩვენებს Ni2+-ის დაჟანგვის მდგომარეობებს ცხლად დამუშავებული და ცივად ნაგლინი ნიმუშების მთელ გაზომილ ზედაპირზე (დამატებითი განხილვა). უნდა აღინიშნოს, რომ ცხლად დამუშავებული ნიმუშების შემთხვევაში, Ce-ის XAS სიგნალი არ დაფიქსირებულა, ხოლო ცივად ნაგლინი ნიმუშების შემთხვევაში, Ce3+-ის სპექტრი დაფიქსირდა. ცივად ნაგლინ ნიმუშებში Ce ლაქების დაკვირვებამ აჩვენა, რომ Ce ძირითადად ნალექების სახით ჩნდება.
თერმულად დეფორმირებულ SDSS-ში, XAS-ში Fe L2,3 კიდეზე ლოკალური სტრუქტურული ცვლილება არ დაფიქსირებულა (სურ. 2გ). თუმცა, Fe მატრიცა მიკრორეგიონალურად იცვლის თავის ქიმიურ მდგომარეობას ცივი ნაგლინი SDSS-ის შვიდ შემთხვევით შერჩეულ წერტილში, როგორც ეს ნაჩვენებია სურათ 2ვ-ზე. გარდა ამისა, სურათ 2ვ-ზე შერჩეულ ადგილებში Fe-ს მდგომარეობის ცვლილებების ზუსტი წარმოდგენის მისაღებად, ჩატარდა ლოკალური ზედაპირული კვლევები (სურ. 3 და დამატებითი სურ. 10), რომლებშიც შეირჩა უფრო მცირე წრიული რეგიონები. α-Fe2O3 სისტემების Fe L2,3 კიდის და Fe2+ ოქტაედრული ოქსიდების XAS სპექტრები მოდელირებული იქნა კრისტალური ველის მრავალჯერადი გამოთვლებით, 1.0 (Fe2+) და 1.0 (Fe3+)44 კრისტალური ველების გამოყენებით. აღვნიშნავთ, რომ α-Fe2O3-ს და γ-Fe2O3-ს განსხვავებული ლოკალური სიმეტრია აქვთ45,46, Fe3O4-ს აქვს Fe2+ და Fe3+-ის,47 და FeO45-ის კომბინაცია ფორმალურად ორვალენტიანი Fe2+ ოქსიდის (3d6) სახით. აღვნიშნავთ, რომ α-Fe2O3-ს და γ-Fe2O3-ს განსხვავებული ლოკალური სიმეტრია აქვთ45,46, Fe3O4-ს აქვს როგორც Fe2+-ის, ასევე Fe3+-ის,47 კომბინაცია და FeO45, როგორც ფორმალურად ორვალენტიანი Fe2+ ოქსიდი (3d6).გაითვალისწინეთ, რომ α-Fe2O3-ს და γ-Fe2O3-ს განსხვავებული ლოკალური სიმეტრია აქვთ45,46, Fe3O4 აერთიანებს როგორც Fe2+-ს, ასევე Fe3+-ს,47 და FeO45-ს ფორმალურად ორვალენტიანი ოქსიდის Fe2+ (3d6) სახით.გაითვალისწინეთ, რომ α-Fe2O3-ს და γ-Fe2O3-ს განსხვავებული ლოკალური სიმეტრია აქვთ45,46, Fe3O4-ს აქვს Fe2+ და Fe3+ კომბინაცია,47 და FeO45 მოქმედებს როგორც ფორმალური ორვალენტიანი Fe2+ ოქსიდი (3d6). α-Fe2O3-ში ყველა Fe3+ იონს მხოლოდ Oh პოზიციები აქვს, ხოლო γ-Fe2O3 ჩვეულებრივ წარმოდგენილია Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 სპინელით eg პოზიციებზე ვაკანსიებით. ამიტომ, γ-Fe2O3-ში Fe3+ იონებს აქვთ როგორც Td, ასევე Oh პოზიციები. როგორც წინა ნაშრომშია აღნიშნული,45 მიუხედავად იმისა, რომ ორივეს ინტენსივობის თანაფარდობა განსხვავებულია, მათი ინტენსივობის თანაფარდობა eg/t2g არის ≈1, ხოლო ამ შემთხვევაში დაკვირვებული ინტენსივობის თანაფარდობა eg/t2g დაახლოებით 1-ია. ეს გამორიცხავს იმ შესაძლებლობას, რომ ამჟამინდელ სიტუაციაში მხოლოდ Fe3+ იყოს წარმოდგენილი. Fe3O4-ის როგორც Fe2+, ასევე Fe3+-თან შეხამების შემთხვევის გათვალისწინებით, პირველი მახასიათებელი, რომელიც ცნობილია Fe-სთვის უფრო სუსტი (უფრო ძლიერი) L3 კიდეთი, მიუთითებს თავისუფალი t2g მდგომარეობების უფრო მცირე (უფრო დიდ) რაოდენობაზე. ეს ეხება Fe2+-ს (Fe3+), რაც აჩვენებს, რომ ზრდის პირველი მახასიათებელი მიუთითებს Fe2+47-ის შემცველობის ზრდაზე. ეს შედეგები აჩვენებს, რომ კომპოზიტების ცივად ნაგლინ ზედაპირზე დომინირებს Fe2+-ის და γ-Fe2O3-ის, α-Fe2O3-ის და/ან Fe3O4-ის თანაარსებობა.
ნახ. 2დ-ზე ნაჩვენებია XAS სპექტრების (a, c) და (b, d) გადიდებული ფოტოელექტრონული თერმული გამოსახულების გამოსახულებები, რომლებიც კვეთენ Fe L2,3 კიდს სხვადასხვა სივრცულ პოზიციებზე შერჩეულ რეგიონებში 2 და E.
მიღებული ექსპერიმენტული მონაცემები (ნახ. 4ა და დამატებითი ნახ. 11) გამოსახულია და შედარებულია სუფთა ნაერთების 40, 41, 48 მონაცემებთან. ექსპერიმენტულად დაკვირვებული Fe L-კიდის XAS სპექტრების სამი განსხვავებული ტიპი (XAS-1, XAS-2 და XAS-3: ნახ. 4ა). კერძოდ, ნახ. 3ბ-ზე სპექტრი 2-a (აღნიშნულია როგორც XAS-1), რასაც მოჰყვება სპექტრი 2-b (მონიშნულია XAS-2) დაფიქსირდა მთელ აღმოჩენის არეალში, ხოლო E-3-ის მსგავსი სპექტრები, რომლებიც დაფიქსირდა ნახ. 3დ-ზე (მონიშნულია XAS-3) დაფიქსირდა კონკრეტულ ადგილებში. როგორც წესი, შესწავლილ ნიმუშში არსებული ვალენტური მდგომარეობების იდენტიფიცირებისთვის გამოყენებული იყო ოთხი პარამეტრი: (1) სპექტრული მახასიათებლები L3 და L2, (2) მახასიათებლების L3 და L2 ენერგიის პოზიციები, (3) ენერგიის სხვაობა L3-L2, (4) L2/L3 ინტენსივობის თანაფარდობა. ვიზუალური დაკვირვების მიხედვით (სურ. 4ა), შესწავლილ SDSS ზედაპირზე Fe-ს სამივე კომპონენტია წარმოდგენილი, კერძოდ, Fe0, Fe2+ და Fe3+. გამოთვლილი ინტენსივობის თანაფარდობა L2/L3 ასევე მიუთითებდა სამივე კომპონენტის არსებობაზე.
Fe-ს სიმულირებული XAS სპექტრები სამი განსხვავებული ექსპერიმენტული მონაცემებით (მყარი ხაზები XAS-1, XAS-2 და XAS-3 შეესაბამება 2-a, 2-b და E-3-ს ნახ. 2 და 3-ში) შედარება, ოქტაედრონები Fe2+, Fe3+ კრისტალური ველის მნიშვნელობებით 1.0 eV და 1.5 eV, შესაბამისად, ექსპერიმენტული მონაცემები, გაზომილი bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) და შესაბამისი ოპტიმიზირებული LCF მონაცემებით (მყარი შავი ხაზი), ასევე XAS-3 სპექტრების სახით Fe3O4 (Fe-ს შერეული მდგომარეობა) და Fe2O3 (სუფთა Fe3+) სტანდარტებით.
რკინის ოქსიდის შემადგენლობის რაოდენობრივი განსაზღვრისთვის გამოყენებული იქნა სამი სტანდარტის 40, 41, 48 წრფივი კომბინირებული მორგება (LCF). LCF დანერგილი იქნა სამი შერჩეული Fe L-კიდის XAS სპექტრისთვის, რომლებიც აჩვენებდნენ ყველაზე მაღალ კონტრასტს, კერძოდ, XAS-1, XAS-2 და XAS-3, როგორც ეს ნაჩვენებია ნახ. 4b–d-ზე. LCF ფიტინგებისთვის, ყველა შემთხვევაში გათვალისწინებული იყო 10% Fe0 იმის გამო, რომ ყველა მონაცემში დავაკვირდით მცირე გადახრას და ასევე იმის გამო, რომ მეტალის რკინა ფოლადის მთავარი კომპონენტია. მართლაც, Fe-სთვის (~6 ნმ)49 X-PEEM-ის ტესტირების სიღრმე უფრო დიდია, ვიდრე დაჟანგვის ფენის სავარაუდო სისქე (ოდნავ > 4 ნმ), რაც საშუალებას იძლევა პასივაციის ფენის ქვეშ რკინის მატრიციდან (Fe0) სიგნალის აღმოჩენის. მართლაც, Fe-სთვის (~6 ნმ)49 X-PEEM-ის ტესტირების სიღრმე უფრო დიდია, ვიდრე დაჟანგვის ფენის სავარაუდო სისქე (ოდნავ > 4 ნმ), რაც საშუალებას იძლევა პასივაციის ფენის ქვეშ რკინის მატრიციდან (Fe0) სიგნალის აღმოჩენის. Deйствительно, X-PEEM ზე მეტი Fe (~ 6 ნმ) 49 მეტი, თუ არა მხოლოდ > 4 ნმ. слоем. მართლაც, Fe (~6 ნმ)49-ისთვის X-PEEM ზონდის სიღრმე მეტია დაჟანგვის ფენის სავარაუდო სისქეზე (ოდნავ >4 ნმ), რაც შესაძლებელს ხდის პასივაციის ფენის ქვეშ რკინის მატრიციდან (Fe0) მიღებული სიგნალის აღმოჩენას.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 ნმ）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 ნმ） 49 的 检测 深度 大 于 的 氧化层 厚度 略 略 厚度 略 略 弸 4来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号信号 信号 信号Fe (~ 6 ნმ) 49 უფრო მეტს ეხმარება X-PEEM-ში, რაც შეიცავს ოქსიდურ სიტყვებს (არა > 4 ნმ), რაც შეიძლება გამოავლინოს სიგნალი რკინის მატარებლისგან. пассивирующего слоя. სინამდვილეში, X-PEEM-ით Fe (~6 ნმ)49-ის აღმოჩენის სიღრმე აღემატება ოქსიდის ფენის მოსალოდნელ სისქეს (ოდნავ > 4 ნმ), რაც საშუალებას იძლევა პასივაციის ფენის ქვემოთ რკინის მატრიციდან (Fe0) სიგნალის აღმოჩენის. .დაკვირვებული ექსპერიმენტული მონაცემებისთვის საუკეთესო შესაძლო ამონახსნის მოსაძებნად ჩატარდა Fe2+ და Fe3+ კომბინაციების სხვადასხვა კომბინაცია. ნახ. 4b-ზე ნაჩვენებია Fe2+ და Fe3+ კომბინაციის XAS-1 სპექტრი, სადაც Fe2+ და Fe3+ პროპორციები დაახლოებით 45%-ით მსგავსი იყო, რაც მიუთითებს Fe-ს შერეულ დაჟანგვის მდგომარეობებზე. მაშინ, როდესაც XAS-2 სპექტრისთვის Fe2+ და Fe3+ პროცენტული მაჩვენებელი შესაბამისად ~30% და 60% ხდება. Fe2+ ნაკლებია Fe3+-ზე. Fe2+-ისა და Fe3+-ის თანაფარდობა, რომელიც 1:2-ის ტოლია, ნიშნავს, რომ Fe3O4 შეიძლება წარმოიქმნას Fe იონებს შორის იგივე თანაფარდობით. გარდა ამისა, XAS-3 სპექტრისთვის Fe2+ და Fe3+ პროცენტული მაჩვენებელი ~10% და 80% ხდება, რაც მიუთითებს Fe2+-ის Fe3+-ად უფრო მაღალ გარდაქმნაზე. როგორც ზემოთ აღინიშნა, Fe3+ შეიძლება მოდიოდეს α-Fe2O3-დან, γ-Fe2O3-დან ან Fe3O4-დან. Fe3+-ის ყველაზე სავარაუდო წყაროს გასაგებად, XAS-3 სპექტრი სხვადასხვა Fe3+ სტანდარტთან ერთად ასახული იქნა ნახაზ 4e-ზე, რაც B პიკის განხილვისას ორივე სტანდარტთან მსგავსებას აჩვენებს. თუმცა, მხრის პიკების ინტენსივობა (A: Fe2+-დან) და B/A ინტენსივობის თანაფარდობა მიუთითებს, რომ XAS-3-ის სპექტრი ახლოსაა, მაგრამ არ ემთხვევა γ-Fe2O3-ის სპექტრს. ნაყარ γ-Fe2O3-თან შედარებით, A SDSS-ის Fe2p XAS პიკს ოდნავ უფრო მაღალი ინტენსივობა აქვს (ნახ. 4e), რაც Fe2+-ის უფრო მაღალ ინტენსივობაზე მიუთითებს. მიუხედავად იმისა, რომ XAS-3-ის სპექტრი მსგავსია γ-Fe2O3-ის სპექტრისა, სადაც Fe3+ წარმოდგენილია Oh და Td პოზიციებში, სხვადასხვა ვალენტური მდგომარეობების იდენტიფიცირება და კოორდინაცია მხოლოდ L2,3 კიდის გასწვრივ ან L2/L3 ინტენსივობის თანაფარდობით კვლავ პრობლემად რჩება. ეს მიმდინარე განხილვის თემაა საბოლოო სპექტრზე მოქმედი სხვადასხვა ფაქტორების სირთულის გამო41.
ზემოთ აღწერილი შერჩეული საინტერესო რეგიონების ქიმიური მდგომარეობის სპექტრული განსხვავებების გარდა, ძირითადი ელემენტების, Cr და Fe, გლობალური ქიმიური ჰეტეროგენულობა ასევე შეფასდა ნიმუშის ზედაპირზე მიღებული ყველა XAS სპექტრის კლასიფიკაციით K-means კლასტერიზაციის მეთოდის გამოყენებით. Cr L-ის კიდის პროფილები დაყენებულია ისე, რომ ქმნიან ორ ოპტიმალურ კლასტერს, რომლებიც სივრცით განაწილებულია ნახ. 5-ზე ნაჩვენებ ცხელ და ცივად დამუშავებულ ნიმუშებში. ცხადია, რომ არცერთი ლოკალური სტრუქტურული ცვლილება არ აღიქმება მსგავსად, რადგან XAS Cr სპექტრების ორი ცენტროიდი შედარებადია. ორი კლასტერის ეს სპექტრული ფორმები თითქმის იდენტურია Cr2O342-ის შესაბამისი ფორმებისა, რაც ნიშნავს, რომ Cr2O3 ფენები შედარებით თანაბრად არის განაწილებული SDSS-ზე.
Cr L K ნიშნავს კიდის რეგიონის კლასტერებს, ხოლო b არის შესაბამისი XAS ცენტროიდები. ცივი ნაგლინი SDSS-ის K-საშუალო X-PEEM შედარების შედეგები: K-საშუალო კლასტერების c Cr L2.3 კიდის რეგიონი და d შესაბამისი XAS ცენტროიდები.
უფრო რთული FeL კიდის რუკების ილუსტრირებისთვის, ცხელი დამუშავების და ცივი ნაგლინი ნიმუშებისთვის გამოყენებული იქნა ოთხი და ხუთი ოპტიმიზირებული კლასტერი და მათთან დაკავშირებული ცენტროიდები (სპექტრული პროფილები), შესაბამისად. ამიტომ, Fe2+ და Fe3+ პროცენტული მაჩვენებლის (%) მიღება შესაძლებელია ნახ. 4-ზე ნაჩვენები LCF-ის მორგებით. ფსევდოელექტროდის პოტენციალი Epseudo, როგორც Fe0-ის ფუნქცია, გამოყენებული იქნა ზედაპირული ოქსიდის ფენის მიკროქიმიური არაერთგვაროვნების გამოსავლენად. Epseudo დაახლოებით შეფასებულია შერევის წესით,
სადაც \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) უდრის \(\rm{Fe} + 2e^ – \ \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), შესაბამისად, 0.440 და 0.036 ვოლტს. უფრო დაბალი პოტენციალის მქონე რეგიონებს Fe3+ ნაერთის უფრო მაღალი შემცველობა აქვთ. თერმულად დეფორმირებულ ნიმუშებში პოტენციალის განაწილებას აქვს ფენოვანი ხასიათი, მაქსიმალური ცვლილებით დაახლოებით 0.119 ვოლტი (სურ. 6ა, ბ). ეს პოტენციალის განაწილება მჭიდრო კავშირშია ზედაპირის ტოპოგრაფიასთან (სურ. 6ა). ქვედა ლამინარული ინტერიერის სხვა პოზიციაზე დამოკიდებული ცვლილებები არ დაფიქსირებულა (სურ. 6ბ). პირიქით, ცივად ნაგლინ SDSS-ში Fe2+ და Fe3+ სხვადასხვა შემცველობის მქონე განსხვავებული ოქსიდების შეერთებისთვის, შეიძლება დავაკვირდეთ ფსევდოპოტენციალის არაერთგვაროვან ბუნებას (სურ. 6გ, დ). Fe3+ ოქსიდები და/ან (ოქსი)ჰიდროქსიდები ფოლადში ჟანგის ძირითადი შემადგენელი ნაწილებია და გამტარია ჟანგბადისა და წყლისთვის50. ამ შემთხვევაში, Fe3+-ით მდიდარი კუნძულები ადგილობრივად განაწილებულად ითვლება და შეიძლება ჩაითვალოს კოროზირებულ უბნებად. ამავდროულად, პოტენციური ველის გრადიენტი, პოტენციალის აბსოლუტური მნიშვნელობის ნაცვლად, შეიძლება გამოყენებულ იქნას აქტიური კოროზიის უბნების ლოკალიზაციის ინდიკატორად. ცივად ნაგლინი SDSS-ის ზედაპირზე Fe2+ და Fe3+-ის ეს არათანაბარი განაწილება შეიძლება ცვლიდეს ადგილობრივ ქიმიას და უზრუნველყოფდეს უფრო პრაქტიკულ აქტიურ ზედაპირს ოქსიდური ფენის დაშლისა და კოროზიის რეაქციებში, რითაც ხელს უწყობს ქვედა ლითონის მატრიცის უწყვეტ კოროზიას, რაც იწვევს შიდა კოროზიას. თვისებების ჰეტეროგენულობას და პასივაციური ფენის დამცავი თვისებების შემცირებას.
K-საშუალო კლასტერები და შესაბამისი XAS ცენტროიდები ცხელ-დეფორმირებული X-PEEM ac-ის Fe L2.3 კიდის რეგიონში და ცივად ნაგლინი SDSS-ის df-ში. a, d K-საშუალო კლასტერული დიაგრამები გადაფარულია X-PEEM გამოსახულებებზე. გამოთვლილი ფსევდოელექტროდის პოტენციალი (Epseudo) მითითებულია K-საშუალო კლასტერული დიაგრამასთან ერთად. X-PEEM გამოსახულების სიკაშკაშე, ისევე როგორც ნახ. 2-ში მოცემული ფერი, პროპორციულია რენტგენის შთანთქმის ინტენსივობის.
შედარებით ერთგვაროვანი Cr, მაგრამ Fe-ს განსხვავებული ქიმიური მდგომარეობა იწვევს ოქსიდის ფენის სხვადასხვა დაზიანებას და კოროზიის ნიმუშებს ცხელ და ცივად დამუშავებულ Ce-2507-ში. ცივად დამუშავებული Ce-2507-ის ეს თვისება კარგად არის შესწავლილი. ამ თითქმის ნეიტრალური მუშაობის დროს გარემოს ჰაერში Fe-ს ოქსიდებისა და ჰიდროქსიდების წარმოქმნასთან დაკავშირებით, რეაქციები შემდეგია:
ზემოთ ჩამოთვლილი რეაქციები X-PEEM ანალიზის საფუძველზე შემდეგ სცენარებში ხდება. Fe0-ს შესაბამისი პატარა მხარი დაკავშირებულია მის ქვეშ არსებულ მეტალურ რკინასთან. მეტალური Fe-ს გარემოსთან რეაქცია იწვევს Fe(OH)2 ფენის წარმოქმნას (განტოლება (5)), რომელიც აძლიერებს Fe2+ სიგნალს Fe L-კიდის XAS-ში. ჰაერზე ხანგრძლივი ზემოქმედება შეიძლება გამოიწვიოს Fe3O4 და/ან Fe2O3 ოქსიდების წარმოქმნა Fe(OH)252,53-ის შემდეგ. Fe-ს ორი სტაბილური ფორმა, Fe3O4 და Fe2O3, ასევე შეიძლება წარმოიქმნას Cr3+-ით მდიდარ დამცავ ფენაში, საიდანაც Fe3O4 უპირატესობას ანიჭებს ერთგვაროვან და წებოვან სტრუქტურას. ორივეს არსებობა იწვევს შერეულ დაჟანგვის მდგომარეობებს (XAS-1 სპექტრი). XAS-2 სპექტრი ძირითადად შეესაბამება Fe3O4-ს. მიუხედავად იმისა, რომ XAS-3 სპექტრების დაკვირვება რამდენიმე ადგილას მიუთითებს სრულ გარდაქმნაზე γ-Fe2O3-ად. რადგან გაშლილი რენტგენის სხივების შეღწევადობის სიღრმე დაახლოებით 50 ნმ-ია, ქვედა ფენიდან მომდინარე სიგნალი იწვევს A პიკის უფრო მაღალ ინტენსივობას.
XPA სპექტრი აჩვენებს, რომ ოქსიდის ფენაში Fe კომპონენტს აქვს ფენოვანი სტრუქტურა, რომელიც შერწყმულია Cr ოქსიდის ფენასთან. კოროზიის დროს Cr2O3-ის ლოკალური არაერთგვაროვნებით გამოწვეული პასივაციის ნიშნებისგან განსხვავებით, ამ ნაშრომში Cr2O3-ის ერთგვაროვანი ფენის მიუხედავად, ამ შემთხვევაში შეინიშნება დაბალი კოროზიისადმი მდგრადობა, განსაკუთრებით ცივი ნაგლინი ნიმუშებისთვის. დაკვირვებული ქცევა შეიძლება გავიგოთ, როგორც ზედა ფენაში (Fe) ქიმიური დაჟანგვის მდგომარეობის ჰეტეროგენულობა, რაც გავლენას ახდენს კოროზიისადმი მდგრადობაზე. ზედა ფენის (რკინის ოქსიდი) და ქვედა ფენის (ქრომის ოქსიდი)52,53 ერთნაირი სტექიომეტრიის გამო, მათ შორის უკეთესი ურთიერთქმედება (ადჰეზია) იწვევს ლითონის ან ჟანგბადის იონების შენელებულ ტრანსპორტირებას ბადეში, რაც, თავის მხრივ, იწვევს კოროზიისადმი მდგრადობის ზრდას. ამიტომ, უწყვეტი სტექიომეტრიული თანაფარდობა, ანუ Fe-ს ერთი დაჟანგვის მდგომარეობა, სასურველია მკვეთრი სტექიომეტრიული ცვლილებების მიმართ. თერმულად დეფორმირებულ SDSS-ს აქვს უფრო ერთგვაროვანი ზედაპირი, უფრო მკვრივი დამცავი ფენა და უკეთესი კოროზიისადმი მდგრადობა. მაშინ, როდესაც ცივად ნაგლინი SDSS-ის შემთხვევაში, დამცავი ფენის ქვეშ Fe3+-ით მდიდარი კუნძულების არსებობა არღვევს ზედაპირის მთლიანობას და იწვევს გალვანურ კოროზიას მიმდებარე სუბსტრატთან, რაც იწვევს Rp-ის მკვეთრ ვარდნას (ცხრილი 1). EIS სპექტრი და მისი კოროზიისადმი მდგრადობა მცირდება. ჩანს, რომ პლასტიკური დეფორმაციის გამო Fe3+-ით მდიდარი კუნძულების ლოკალური განაწილება ძირითადად გავლენას ახდენს კოროზიისადმი მდგრადობაზე, რაც ამ ნაშრომში გარღვევას წარმოადგენს. ამრიგად, ეს კვლევა წარმოადგენს პლასტიკური დეფორმაციის მეთოდით შესწავლილი SDSS ნიმუშების კოროზიისადმი მდგრადობის შემცირების სპექტროსკოპიულ მიკროსკოპულ სურათებს.
გარდა ამისა, მიუხედავად იმისა, რომ ორფაზიან ფოლადებში იშვიათმიწა ელემენტებით შენადნობა უკეთეს მახასიათებლებს აჩვენებს, სპექტროსკოპიული მიკროსკოპიის მონაცემების მიხედვით, ამ დანამატის ელემენტის ურთიერთქმედება ცალკეულ ფოლადის მატრიცასთან კოროზიის ქცევის თვალსაზრისით კვლავ გაურკვეველია. Ce სიგნალების გამოჩენა (XAS M-კიდეების მეშვეობით) ცივი გლინვის დროს მხოლოდ რამდენიმე ადგილას ჩნდება, მაგრამ ქრება SDSS-ის ცხელი დეფორმაციის დროს, რაც მიუთითებს Ce-ის ლოკალურ დალექვაზე ფოლადის მატრიცაში და არა ერთგვაროვან შენადნობაზე. მიუხედავად იმისა, რომ SDSS-ის მექანიკურ თვისებებს მნიშვნელოვნად არ აუმჯობესებს6,7, იშვიათმიწა ელემენტების არსებობა ამცირებს ჩანართების ზომას და ითვლება, რომ აფერხებს ორმოების წარმოქმნას საწყის რეგიონში54.
დასკვნის სახით, ეს ნაშრომი ავლენს ზედაპირის ჰეტეროგენულობის გავლენას ცერიუმით მოდიფიცირებული 2507 SDSS-ის კოროზიაზე ნანომასშტაბიანი კომპონენტების ქიმიური შემცველობის რაოდენობრივი განსაზღვრით. ჩვენ ვპასუხობთ კითხვას, თუ რატომ კოროდირდება უჟანგავი ფოლადი დამცავი ოქსიდის ფენის ქვეშაც კი, მისი მიკროსტრუქტურის, ზედაპირის ქიმიის და სიგნალის დამუშავების რაოდენობრივი განსაზღვრით K-საშუალო კლასტერიზაციის გამოყენებით. დადგენილია, რომ Fe3+-ით მდიდარი კუნძულები, მათ შორის მათი ოქტაედრული და ტეტრაედრული კოორდინაცია შერეული Fe2+/Fe3+-ის მთელი მახასიათებლის გასწვრივ, ცივი ნაგლინი ოქსიდური ფენის SDSS-ის დაზიანებისა და კოროზიის წყაროა. Fe3+-ით დომინირებული ნანოკუნძულები იწვევს კოროზიის დაბალ წინააღმდეგობას, თუნდაც საკმარისი სტოქიომეტრიული Cr2O3 პასივაციური ფენის არსებობის შემთხვევაში. ნანომასშტაბიანი ქიმიური ჰეტეროგენულობის კოროზიაზე გავლენის განსაზღვრის მეთოდოლოგიური მიღწევების გარდა, მოსალოდნელია, რომ მიმდინარე სამუშაოები შთააგონებს საინჟინრო პროცესებს, რათა გაუმჯობესდეს უჟანგავი ფოლადების კოროზიის წინააღმდეგობა ფოლადის წარმოების დროს.
ამ კვლევაში გამოყენებული Ce-2507 SDSS ზოდის მოსამზადებლად, შერეული შემადგენლობა, რომელიც მოიცავდა Fe-Ce-ს მთავარ შენადნობს, რომელიც დალუქული იყო სუფთა რკინის მილით, გადნებოდა 150 კგ საშუალო სიხშირის ინდუქციურ ღუმელში გამდნარი ფოლადის მისაღებად და ჩაისხა ყალიბში. გაზომილი ქიმიური შემადგენლობა (წონითი %) მოცემულია დამატებით ცხრილში 2. ზოდები ჯერ ცხელი გზით იჭედება ბლოკებად. შემდეგ ისინი გახურდა 1050°C-ზე 60 წუთის განმავლობაში მყარი ხსნარის მდგომარეობაში ფოლადის მისაღებად, შემდეგ კი წყალში ოთახის ტემპერატურამდე გაქრა. შესწავლილი ნიმუშები დეტალურად იქნა შესწავლილი TEM-ისა და DOE-ს გამოყენებით ფაზების, მარცვლის ზომისა და მორფოლოგიის შესასწავლად. ნიმუშებისა და წარმოების პროცესის შესახებ უფრო დეტალური ინფორმაცია შეგიძლიათ იხილოთ სხვა წყაროებში6,7.
ცხელი შეკუმშვისთვის ცილინდრული ნიმუშები (φ10 მმ×15 მმ) დამუშავდა ისე, რომ ცილინდრის ღერძი პარალელური ყოფილიყო ბლოკის დეფორმაციის მიმართულებით. მაღალტემპერატურული შეკუმშვა განხორციელდა სხვადასხვა ტემპერატურაზე 1000-1150°C დიაპაზონში, Gleeble-3800 თერმული სიმულატორის გამოყენებით, მუდმივი დეფორმაციის სიჩქარით 0.01-10 წმ დიაპაზონში. დეფორმაციამდე, ნიმუშები გაცხელდა 10°C წმ სიჩქარით 2 წუთის განმავლობაში შერჩეულ ტემპერატურაზე, ტემპერატურის გრადიენტის აღმოსაფხვრელად. ტემპერატურის ერთგვაროვნების მიღწევის შემდეგ, ნიმუში დეფორმირებული იქნა 0.7 ნამდვილი დეფორმაციის მნიშვნელობამდე. დეფორმაციის შემდეგ, ნიმუშები დაუყოვნებლივ გაქრა წყლით დეფორმირებული სტრუქტურის შესანარჩუნებლად. გამაგრებული ნიმუში შემდეგ იჭრება შეკუმშვის მიმართულების პარალელურად. ამ კონკრეტული კვლევისთვის, ჩვენ შევარჩიეთ ნიმუში 1050°C, 10 წმ ცხელი დეფორმაციის პირობით, რადგან დაკვირვებული მიკროსიმაგრე უფრო მაღალი იყო, ვიდრე სხვა ნიმუშებში7.
Ce-2507 მყარი ხსნარის მასიური (80 × 10 × 17 მმ3) ნიმუშები გამოყენებული იქნა LG-300 სამფაზიან ასინქრონულ ორრულალიან წისქვილში, რომელსაც ყველა სხვა დეფორმაციის დონეს შორის საუკეთესო მექანიკური თვისებები ჰქონდა6. თითოეული ბილიკისთვის დეფორმაციის სიჩქარე და სისქის შემცირება შესაბამისად 0.2 მ·წმ-1 და 5%-ია.
SDSS ელექტროქიმიური გაზომვებისთვის გამოყენებული იქნა Autolab PGSTAT128N ელექტროქიმიური სამუშაო სადგური, ცივი გლინვის შემდეგ სისქის 90%-ით შემცირებამდე (1.0 ექვივალენტური ნამდვილი დეფორმაცია) და ცხელი დაწნეხვის შემდეგ 1050°C-ზე 10 წმ-1-ის განმავლობაში 0.7 ნამდვილი დეფორმაციის მიღწევამდე. სამუშაო სადგურს აქვს სამელექტროდიანი უჯრედი, გაჯერებული კალომელის ელექტროდით, როგორც საცნობარო ელექტროდით, გრაფიტის საწინააღმდეგო ელექტროდით და SDSS ნიმუშით, როგორც სამუშაო ელექტროდით. ​​ნიმუშები დაიჭრა ცილინდრებად 11.3 მმ დიამეტრით, რომელთა გვერდებზეც მიდუღდა სპილენძის მავთულები. შემდეგ ნიმუშები დააფიქსირეს ეპოქსიდური ფისით, რის შედეგადაც სამუშაო ელექტროდად დარჩა 1 სმ2 სამუშაო თავისუფალი ფართობი (ცილინდრული ნიმუშის ქვედა მხარე). ეპოქსიდური ფისის გამყარების და შემდგომი დამუშავებისა და გაპრიალების დროს სიფრთხილე გამოიჩინეთ ბზარების წარმოქმნის თავიდან ასაცილებლად. სამუშაო ზედაპირები დაფქული და გაპრიალებული იყო 1 μm ნაწილაკების ზომის ალმასის გასაპრიალებელი სუსპენზიით, გარეცხილი გამოხდილი წყლით და ეთანოლით და გაშრობილი ცივ ჰაერზე. ელექტროქიმიურ გაზომვებამდე, გაპრიალებული ნიმუშები რამდენიმე დღის განმავლობაში ჰაერზე იყო გაშვებული ბუნებრივი ოქსიდის აპკის წარმოსაქმნელად. უჟანგავი ფოლადის55 კოროზიის დასაჩქარებლად გამოიყენება FeCl3-ის (6.0 წონითი%) წყალხსნარი, რომელიც სტაბილიზირებულია pH = 1.0 ± 0.01-მდე HCl-ით ASTM-ის რეკომენდაციების შესაბამისად, რადგან ის კოროზიულია ქლორიდის იონების თანაობისას ძლიერი დაჟანგვის უნარით და დაბალი pH-ით (გარემოსდაცვითი სტანდარტები G48 და A923). ნებისმიერი გაზომვის ჩატარებამდე ნიმუში ჩაუშვით სატესტო ხსნარში 1 საათის განმავლობაში, რათა მიაღწიოთ თითქმის სტაბილურ მდგომარეობას. მყარი ხსნარის, ცხელი ფორმირების და ცივი ნაგლინი ნიმუშებისთვის, წინაღობის გაზომვები ჩატარდა ღია წრედის პოტენციალებზე (OPC) შესაბამისად 0.39, 0.33 და 0.25 ვ, სიხშირის დიაპაზონში 1 105-დან 0.1 ჰც-მდე, 5 მვ ამპლიტუდით. ყველა ქიმიური ტესტი განმეორდა მინიმუმ 3-ჯერ იმავე პირობებში, მონაცემების რეპროდუცირებადობის უზრუნველსაყოფად.
HE-SXRD გაზომვებისთვის, კანადაში, CLS-ში, Brockhouse-ის მაღალი ენერგიის რხევის აპარატის სხივის ფაზის შემადგენლობის რაოდენობრივი განსაზღვრის მიზნით, გაიზომა მართკუთხა დუპლექსური ფოლადის ბლოკები, რომელთა ზომებია 1 × 1 × 1.5 მმ3. მონაცემების შეგროვება განხორციელდა დები-შერერის გეომეტრიაში ან გამტარობის გეომეტრიაში ოთახის ტემპერატურაზე. LaB6 კალიბრატორით დაკალიბრებული რენტგენის ტალღის სიგრძეა 0.212561 Å, რაც შეესაბამება 58 კევ-ს, რაც გაცილებით მაღალია, ვიდრე Cu Kα-ს (8 კევ) ტალღის სიგრძე, რომელიც ჩვეულებრივ გამოიყენება ლაბორატორიულ რენტგენის წყაროდ. ნიმუში განთავსებული იყო დეტექტორიდან 740 მმ მანძილზე. თითოეული ნიმუშის აღმოჩენის მოცულობაა 0.2 × 0.3 × 1.5 მმ3, რაც განისაზღვრება სხივის ზომით და ნიმუშის სისქით. ყველა მონაცემი შეგროვდა Perkin Elmer-ის ფართობის დეტექტორის, ბრტყელპანელიანი რენტგენის დეტექტორის, 200 µm პიქსელის, 40×40 სმ2-ის გამოყენებით, 0.3 წმ ექსპოზიციის დროისა და 120 კადრის გამოყენებით.
ორი შერჩეული მოდელის სისტემის X-PEEM გაზომვები ჩატარდა Beamline MAXPEEM PEEM საბოლოო სადგურზე MAX IV ლაბორატორიაში (ლუნდი, შვედეთი). ნიმუშები მომზადდა ელექტროქიმიური გაზომვების მსგავსად. მომზადებული ნიმუშები რამდენიმე დღის განმავლობაში ინახებოდა ჰაერში და დეგაზირებული იყო ულტრამაღალი ვაკუუმის კამერაში, სანამ სინქროტრონული ფოტონებით დასხივდებოდა. სხივის ხაზის ენერგეტიკული გარჩევადობა მიღებული იქნა N2-ში იონური გამოსავლის სპექტრის გაზომვით აგზნების რეგიონში N 1 s-დან 1\(\pi _g^ \ast\)-მდე hv = 401 eV-ის მახლობლად, ფოტონის ენერგიის დამოკიდებულებით E3/2, 57-ზე. მიახლოებითი სპექტრებმა მოგვცა ΔE (სპექტრული ხაზის სიგანე) დაახლოებით 0.3 eV გაზომილ ენერგიის დიაპაზონში. ამგვარად, სხივის ხაზის ენერგიის გარჩევადობა შეფასდა, როგორც E/ΔE = 700 eV/0.3 eV > 2000 და ნაკადი ≈1012 ph/s, მოდიფიცირებული SX-700 მონოქრომატორის გამოყენებით Si 1200-ხაზიანი mm−1 ბადით Fe 2p L2,3 კიდისთვის, Cr 2p L2,3 კიდისთვის, Ni 2p L2,3 კიდისთვის და Ce M4,5 კიდისთვის. ამგვარად, სხივის ხაზის ენერგიის გარჩევადობა შეფასდა, როგორც E/ΔE = 700 eV/0.3 eV > 2000 და ნაკადი ≈1012 ph/s, მოდიფიცირებული SX-700 მონოქრომატორის გამოყენებით Si 1200-ხაზიანი mm−1 ბადით Fe 2p L2.3 კიდისთვის, Cr 2p L2.3 კიდისთვის, Ni 2p L2.3 კიდისთვის და Ce M4.5 კიდისთვის. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценето како E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 და оток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-0,300 SX-700. для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. ამგვარად, სხივის არხის ენერგეტიკული გარჩევადობა შეფასდა როგორც E/ΔE = 700 eV/0.3 eV > 2000 და ნაკადი ≈1012 f/s, მოდიფიცირებული SX-700 მონოქრომატორის გამოყენებით, რომელსაც ჰქონდა 1200 ხაზი/მმ Si გისოსი Fe კიდისთვის 2p L2,3, Cr კიდისთვის 2p L2.3, Ni კიდისთვის 2p L2.3 და Ce კიდისთვის 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 Ce M2,3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 მმ-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p.2p.N2.边缘和Ce M4.5 边缘.ამგვარად, 1200 ხაზიანი Si გისოსით მოდიფიცირებული SX-700 მონოქრომატორის გამოყენებისას. 3, Cr კიდე 2p L2.3, Ni კიდე 2p L2.3 და Ce კიდე M4.5.ფოტონის ენერგიის სკანირება 0.2 eV საფეხურებით. თითოეული ენერგიისთვის, PEEM გამოსახულებები ჩაიწერა ბოჭკოვანი TVIPS F-216 CMOS დეტექტორის გამოყენებით 2 x 2 ბინით, რომელიც უზრუნველყოფს 1024 x 1024 პიქსელის გარჩევადობას 20 µm ხედვის არეალში. გამოსახულებების ექსპოზიციის დრო იყო 0.2 წმ, საშუალოდ 16 კადრი. ფოტოელექტრონული გამოსახულების ენერგია შერჩეულია ისე, რომ უზრუნველყოფილი იყოს მაქსიმალური მეორადი ელექტრონული სიგნალი. ყველა გაზომვა ჩატარდა ნორმალური ინციდენტობის დროს, წრფივად პოლარიზებული ფოტონის სხივის გამოყენებით. გაზომვების შესახებ დამატებითი ინფორმაცია შეგიძლიათ იხილოთ წინა კვლევაში. ელექტრონული სრული გამოსავლის (TEY) აღმოჩენის რეჟიმის და მისი X-PEEM49-ში გამოყენების შესწავლის შემდეგ, ამ მეთოდის საცდელი სიღრმე შეფასებულია დაახლოებით 4-5 ნმ-ით Cr სიგნალისთვის და დაახლოებით 6 ნმ-ით Fe-სთვის. Cr სიღრმე ძალიან ახლოსაა ოქსიდის ფენის სისქესთან (~4 ნმ)60,61, ხოლო Fe სიღრმე სისქეზე მეტია. FeL-ის კიდეზე შეგროვებული რენტგენის დიფერენციალი წარმოადგენს რკინის ოქსიდების რენტგენის დიფერენციალისა და მატრიციდან მიღებული Fe0-ის ნაზავს. პირველ შემთხვევაში, გამოსხივებული ელექტრონების ინტენსივობა მოდის ყველა შესაძლო ტიპის ელექტრონიდან, რომლებიც ხელს უწყობენ TEY-ს. თუმცა, სუფთა რკინის სიგნალს სჭირდება უფრო მაღალი კინეტიკური ენერგია, რათა ელექტრონებმა გაიარონ ოქსიდის ფენა ზედაპირზე და შეაგროვონ ანალიზატორი. ამ შემთხვევაში, Fe0 სიგნალი ძირითადად განპირობებულია LVV აუგერის ელექტრონებით, ასევე მათ მიერ გამოსხივებული მეორადი ელექტრონებით. გარდა ამისა, ამ ელექტრონების მიერ შეტანილი TEY ინტენსივობა იშლება ელექტრონების გაქცევის გზაზე, რაც კიდევ უფრო ამცირებს Fe0 სპექტრულ რეაქციას რკინის XAS რუკაში.
მონაცემთა მოპოვების ინტეგრირება მონაცემთა კუბში (X-PEEM მონაცემები) წარმოადგენს მნიშვნელოვან ეტაპს მრავალგანზომილებიანი მიდგომით შესაბამისი ინფორმაციის (ქიმიური ან ფიზიკური თვისებების) მოპოვებისთვის. K-საშუალო კლასტერიზაცია ფართოდ გამოიყენება რამდენიმე სფეროში, მათ შორის მანქანურ ხედვაში, გამოსახულების დამუშავებაში, უკონტროლო შაბლონების ამოცნობაში, ხელოვნურ ინტელექტსა და კლასიფიკატორულ ანალიზში. მაგალითად, K-საშუალო კლასტერიზაციამ კარგად იმუშავა ჰიპერსპექტრული გამოსახულების მონაცემების კლასტერიზაციაში. პრინციპში, მრავალფუნქციური მონაცემებისთვის, K-საშუალო ალგორითმს შეუძლია მათი მარტივად დაჯგუფება მათი ატრიბუტების (ფოტონის ენერგიის თვისებების) შესახებ ინფორმაციის საფუძველზე. K-საშუალო კლასტერიზაცია არის განმეორებითი ალგორითმი მონაცემების K არაგადამფარავ ჯგუფებად (კლასტერებად) დაყოფისთვის, სადაც თითოეული პიქსელი მიეკუთვნება გარკვეულ კლასტერს, რაც დამოკიდებულია ფოლადის მიკროსტრუქტურულ შემადგენლობაში ქიმიური არაერთგვაროვნების სივრცულ განაწილებაზე. K-საშუალო ალგორითმი მოიცავს ორ ეტაპს: პირველ ეტაპზე გამოითვლება K ცენტროიდი, ხოლო მეორე ეტაპზე თითოეულ წერტილს ენიჭება კლასტერი მეზობელი ცენტროიდებით. კლასტერის სიმძიმის ცენტრი განისაზღვრება, როგორც ამ კლასტერის მონაცემთა წერტილების (XAS სპექტრი) არითმეტიკული საშუალო. არსებობს სხვადასხვა მანძილები, რათა მეზობელი ცენტროიდები ევკლიდური მანძილის სახით განისაზღვროს. px,y შეყვანის სურათისთვის (სადაც x და y არის გარჩევადობა პიქსელებში), CK არის კლასტერის სიმძიმის ცენტრი; ეს სურათი შემდეგ შეიძლება დაიყოს (დაიჯგუფოს) K კლასტერად K-means63-ის გამოყენებით. K-means კლასტერიზაციის ალგორითმის ბოლო ნაბიჯებია:
ნაბიჯი 2. გამოთვალეთ ყველა პიქსელის კუთვნილება მიმდინარე ცენტროიდის მიხედვით. მაგალითად, ის გამოითვლება ცენტრსა და თითოეულ პიქსელს შორის ევკლიდური მანძილიდან d:
ნაბიჯი 3. თითოეული პიქსელი მიაკუთვნეთ უახლოეს ცენტროიდს. შემდეგ ხელახლა გამოთვალეთ K ცენტროიდის პოზიციები შემდეგნაირად:
ნაბიჯი 4. გაიმეორეთ პროცესი (განტოლებები (7) და (8)) ცენტროიდების კონვერგენციამდე. საბოლოო კლასტერიზაციის ხარისხის შედეგები მჭიდრო კორელაციაშია საწყისი ცენტროიდების საუკეთესო არჩევანთან. ფოლადის სურათების PEEM მონაცემთა სტრუქტურისთვის, როგორც წესი, X (x × y × λ) არის 3D მასივის მონაცემების კუბი, ხოლო x და y ღერძები წარმოადგენს სივრცულ ინფორმაციას (პიქსელის გარჩევადობა) და λ ღერძი შეესაბამება ფოტონის ენერგიის სპექტრულ სურათს. K-საშუალო ალგორითმი გამოიყენება X-PEEM მონაცემებში საინტერესო რეგიონების შესასწავლად პიქსელების (კლასტერების ან ქვებლოკების) გამოყოფით მათი სპექტრული მახასიათებლების მიხედვით და თითოეული ანალიტის კლასტერისთვის საუკეთესო ცენტროიდების (XAS სპექტრული პროფილების) ამოღებით. იგი გამოიყენება სივრცითი განაწილების, ლოკალური სპექტრული ცვლილებების, დაჟანგვის ქცევის და ქიმიური მდგომარეობების შესასწავლად. მაგალითად, K-საშუალო კლასტერიზაციის ალგორითმი გამოყენებული იქნა Fe L-კიდის და Cr L-კიდის რეგიონებისთვის ცხელ და ცივად ნაგლინ X-PEEM-ში. ოპტიმალური კლასტერებისა და ცენტროიდების მოსაძებნად გამოიცადა K კლასტერების (მიკროსტრუქტურის რეგიონების) სხვადასხვა რაოდენობა. როდესაც ეს რიცხვები გამოჩნდება, პიქსელები ხელახლა ენიჭება შესაბამის კლასტერულ ცენტროიდებს. თითოეული ფერის განაწილება შეესაბამება კლასტერის ცენტრს, რაც აჩვენებს ქიმიური ან ფიზიკური ობიექტების სივრცულ განლაგებას. ამოღებული ცენტროიდები სუფთა სპექტრების წრფივი კომბინაციებია.
ამ კვლევის შედეგების დამადასტურებელი მონაცემები ხელმისაწვდომია შესაბამისი WC ავტორის გონივრული მოთხოვნის შემთხვევაში.
სიურინი, ჰ. და სანდსტრომი, რ. შედუღებული დუპლექსური უჟანგავი ფოლადის მოტეხილობისადმი სიმტკიცე. სიურინი, ჰ. და სანდსტრომი, რ. შედუღებული დუპლექსური უჟანგავი ფოლადის მოტეხილობისადმი სიმტკიცე. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. სიურინი, ჰ. და სანდსტრომი, რ. შედუღებული დუპლექსური უჟანგავი ფოლადის მოტეხილობისადმი სიმტკიცე. 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. სიურინი, ჰ. და სანდსტრომი, რ. შედუღებული დუპლექსური უჟანგავი ფოლადების მოტეხილობისადმი სიმტკიცე.ბრიტანია. წილადი ნაწილი. ბეწვი. 73, 377–390 (2006).
ადამსი, ფ.ვ., ოლუბამბი, პენსილვანია, პოტგიტერი, ჯ.ჰ. და ვან დერ მერვე, ჯ. დუპლექსური უჟანგავი ფოლადების კოროზიისადმი მდგრადობა შერჩეულ ორგანულ მჟავებსა და ორგანულ მჟავა/ქლორიდულ გარემოში. ადამსი, ფ.ვ., ოლუბამბი, პენსილვანია, პოტგიტერი, ჯ.ჰ. და ვან დერ მერვე, ჯ. დუპლექსური უჟანგავი ფოლადების კოროზიისადმი მდგრადობა შერჩეულ ორგანულ მჟავებსა და ორგანულ მჟავა/ქლორიდულ გარემოში.ადამსი, ფ.ვ., ოლუბამბი, პენსილვანია, პოტგიტერი, ჯ. კ. და ვან დერ მერვე, ჯ. დუპლექსური უჟანგავი ფოლადების კოროზიისადმი მდგრადობა ზოგიერთი ორგანული მჟავისა და ორგანული მჟავების/ქლორიდების შემცველ გარემოში. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, ჯ. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相უჟანგავი ფოლადი在选定的ორგანული酸和ორგანული酸/ქლორირებული გარემო的耐而性性。ადამსი, ფ.ვ., ოლუბამბი, პენსილვანია, პოტგიტერი, ჯ. კ. და ვან დერ მერვე, ჯ. დუპლექსური უჟანგავი ფოლადების კოროზიისადმი მდგრადობა ორგანული მჟავების და ორგანული მჟავების/ქლორიდების შერჩეულ გარემოში.კონსერვანტი. მასალების მეთოდები 57, 107–117 (2010).
ბარერა, ს. და სხვ. Fe-Al-Mn-C დუპლექსური შენადნობების კოროზიულ-ჟანგვითი ქცევა. მასალები 12, 2572 (2019).
ლევკოვი, ლ., შურიგინი, დ., დუბ, ვ., კოსირევი, კ. და ბალიკოევი, ა. გაზისა და ნავთობის წარმოებისთვის განკუთვნილი სუპერდუპლექსური ფოლადების ახალი თაობა. ლევკოვი, ლ., შურიგინი, დ., დუბ, ვ., კოსირევი, კ. და ბალიკოევი, ა. გაზისა და ნავთობის წარმოებისთვის განკუთვნილი სუპერდუპლექსური ფოლადების ახალი თაობა.ლევკოვი ლ., შურიგინი დ., დუბ ვ., კოსირევი კ., ბალიკოევი ა. ნავთობისა და გაზის წარმოების მოწყობილობებისთვის განკუთვნილი სუპერდუპლექსური ფოლადების ახალი თაობა.ლევკოვი ლ., შურიგინი დ., დუბ ვ., კოსირევი კ., ბალიკოევი ა. გაზისა და ნავთობის წარმოების მოწყობილობებისთვის განკუთვნილი სუპერდუპლექსური ფოლადების ახალი თაობა. ვებინარი E3S 121, 04007 (2019).
კინგკლანგი, ს. და უთაისანგსუკი, ვ. 2507 კლასის დუპლექსური უჟანგავი ფოლადის ცხელი დეფორმაციის ქცევის კვლევა. ლითონი. კინგკლანგი, ს. და უთაისანგსუკი, ვ. 2507 კლასის დუპლექსური უჟანგავი ფოლადის ცხელი დეფორმაციის ქცევის კვლევა. ლითონი. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. მეტალი. კინგკლანგი, ს. და უთაისანგსუკი, ვ. 2507 ტიპის დუპლექსური უჟანგავი ფოლადის ცხელი დეფორმაციის ქცევის შესწავლა. ლითონი. 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。კინგკლანგი, ს. და უტაისანსუკი, ვ. 2507 ტიპის დუპლექსური უჟანგავი ფოლადის ცხელი დეფორმაციის ქცევის კვლევა. ლითონი.ალმა მატერი. ტრანსი. 48, 95–108 (2017).
ჟოუ, თ. და სხვ. კონტროლირებადი ცივი გლინვის გავლენა ცერიუმით მოდიფიცირებული სუპერდუპლექსური SAF 2507 უჟანგავი ფოლადის მიკროსტრუქტურასა და მექანიკურ თვისებებზე. ალმა მატერი. მეცნიერება. ბრიტანია. A 766, 138352 (2019).
ჟოუ, თ. და სხვ. ცერიუმით მოდიფიცირებული სუპერდუპლექსური SAF 2507 უჟანგავი ფოლადის თერმული დეფორმაციით გამოწვეული სტრუქტურული და მექანიკური თვისებები. J. Alma mater. შენახვის ავზი. ტექნოლოგია. 9, 8379–8390 (2020).
ჟენგი, ზ., ვანგი, ს., ლონგი, ჯ., ვანგი, ჯ. და ჟენგი, კ. იშვიათმიწა ელემენტების გავლენა აუსტენიტური ფოლადის მაღალტემპერატურულ დაჟანგვის ქცევაზე. ჟენგი, ზ., ვანგი, ს., ლონგი, ჯ., ვანგი, ჯ. და ჟენგი, კ. იშვიათმიწა ელემენტების გავლენა აუსტენიტური ფოლადის მაღალტემპერატურულ დაჟანგვის ქცევაზე.ჟენგ ზ., ვანგ ს., ლონგ ჯ., ვანგ ჯ. და ჟენგ კ. იშვიათმიწა ელემენტების გავლენა აუსტენიტური ფოლადის ქცევაზე მაღალტემპერატურულ დაჟანგვაში. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K.ჟენგ ზ., ვანგ ს., ლონგ ჯ., ვანგ ჯ. და ჟენგ კ. იშვიათმიწა ელემენტების გავლენა აუსტენიტური ფოლადების ქცევაზე მაღალტემპერატურულ დაჟანგვაში.კოროსი. მეცნიერება. 164, 108359 (2020).
ლი, ი., იანგი, გ., ჯიანგი, ზ., ჩენი, ს. და სანი, ს. Ce-ს გავლენა 27Cr-3.8Mo-2Ni სუპერფერიტული უჟანგავი ფოლადების მიკროსტრუქტურასა და თვისებებზე. ლი, ი., იანგი, გ., ჯიანგი, ზ., ჩენი, ს. და სანი, ს. Ce-ს გავლენა 27Cr-3.8Mo-2Ni სუპერფერიტული უჟანგავი ფოლადების მიკროსტრუქტურასა და თვისებებზე.ლი ი., იანგ გ., ჯიანგ ზ., ჩენ კ. და სან ს. Se-ს გავლენა სუპერფერიტული უჟანგავი ფოლადების 27Cr-3,8Mo-2Ni მიკროსტრუქტურასა და თვისებებზე. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni. ლი, ი., იანგი, გ., ჯიანგი, ზ., ჩენი, ს. და სან, ს. Ce-ს გავლენა 27Cr-3.8Mo-2Ni სუპერფოლადის უჟანგავი ფოლადის მიკროსტრუქტურასა და თვისებებზე. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. ლი, ი., იანგი, გ., ჯიანგი, ზ., ჩენი, ს. და სანი, ს. Ce-ის გავლენა სუპერფერიტული უჟანგავი ფოლადის 27Cr-3,8Mo-2Ni მიკროსტრუქტურასა და თვისებებზე.რკინის ნიშანი. Steelmak 47, 67–76 (2020).