გმადლობთ Nature.com-ის მონახულებისთვის.ბრაუზერის ვერსიას, რომელსაც იყენებთ, აქვს შეზღუდული CSS მხარდაჭერა.საუკეთესო გამოცდილებისთვის, გირჩევთ გამოიყენოთ განახლებული ბრაუზერი (ან გამორთოთ თავსებადობის რეჟიმი Internet Explorer-ში).იმავდროულად, მუდმივი მხარდაჭერის უზრუნველსაყოფად, ჩვენ გამოვიყვანთ საიტს სტილის და JavaScript-ის გარეშე.
ფართოდ გამოყენებული უჟანგავი ფოლადი და მისი დამუშავებული 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 არაჰომოგენურობის წარმოშობის მიხედვით.ამ ნაშრომში, ნანომასშტაბიანი ზედაპირის ქიმიური ჰეტეროგენულობა, რომელიც აღმოჩენილია სპექტროსკოპიული მიკროსკოპით და ქიმიომეტრიული ანალიზით, მოულოდნელად დომინირებს ცივი ნაგლინი ცერიუმის მოდიფიცირებული სუპერ დუპლექსის უჟანგავი ფოლადის 2507 (SDSS) დაშლასა და კოროზიაზე მისი ცხელი დეფორმაციის ქცევის დროს.სხვა მხრივ.მიუხედავად იმისა, რომ რენტგენის ფოტოელექტრონულმა მიკროსკოპმა აჩვენა შედარებით ერთგვაროვანი დაფარვა ბუნებრივი Cr2O3 ფენის, ცივი ნაგლინი SDSS 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, სავარაუდოდ, დაეხმარება მსგავსი მაღალი შენადნობის ლითონების კოროზიასთან ბრძოლაში.
უჟანგავი ფოლადის გამოგონების შემდეგ, ფეროქრომის შენადნობების კოროზიის წინააღმდეგობა მიეკუთვნება ქრომს, რომელიც ქმნის ძლიერ ოქსიდს/ოქსიჰიდროქსიდს, რომელიც ავლენს პასიური ქცევას უმეტეს გარემოში.ჩვეულებრივ (აუსტენიტურ და ფერიტულ) უჟანგავი ფოლადებთან შედარებით, სუპერ დუპლექს უჟანგავი ფოლადებს (SDSS) უკეთესი კოროზიის წინააღმდეგობის მქონე აქვს უმაღლესი მექანიკური თვისებები1,2,3.გაზრდილი მექანიკური სიმტკიცე საშუალებას იძლევა უფრო მსუბუქი და კომპაქტური დიზაინის შექმნა.ამის საპირისპიროდ, ეკონომიურ SDSS-ს აქვს მაღალი წინააღმდეგობა ორმოების და ნაპრალების კოროზიის მიმართ, რაც იწვევს უფრო ხანგრძლივ მომსახურებას და უფრო ფართო გამოყენებას დაბინძურების კონტროლის, ქიმიური კონტეინერების და ოფშორული ნავთობისა და გაზის ინდუსტრიაში4.თუმცა, თერმული დამუშავების ტემპერატურის ვიწრო დიაპაზონი და ცუდი ფორმირება აფერხებს მის ფართო პრაქტიკულ გამოყენებას.აქედან გამომდინარე, SDSS შეიცვალა ზემოაღნიშნული თვისებების გასაუმჯობესებლად.მაგალითად, Ce მოდიფიკაცია და N 6, 7, 8-ის მაღალი დამატებები დაინერგა 2507 SDSS-ში (Ce-2507).0.08 wt.% იშვიათი მიწიერი ელემენტის (Ce) შესაფერისი კონცენტრაცია სასარგებლო გავლენას ახდენს DSS-ის მექანიკურ თვისებებზე, რადგან ის აუმჯობესებს მარცვლის დახვეწას და მარცვლის საზღვრის სიმტკიცეს.ასევე გაუმჯობესებულია ცვეთა და კოროზიის წინააღმდეგობა, დაჭიმვის სიძლიერე და გამძლეობა და ცხელ სამუშაოდობა9.აზოტის დიდმა რაოდენობამ შეიძლება შეცვალოს ძვირადღირებული ნიკელის შემცველობა, რაც SDSS-ს უფრო ეკონომიურს გახდის10.
ბოლო დროს, SDSS პლასტიკური დეფორმირებულია სხვადასხვა ტემპერატურაზე (დაბალი ტემპერატურა, ცივი და ცხელი) შესანიშნავი მექანიკური თვისებების მისაღწევად6,7,8.თუმცა, SDSS-ის შესანიშნავი კოროზიის წინააღმდეგობა განპირობებულია ზედაპირზე თხელი ოქსიდის ფირის არსებობით, რომელზეც გავლენას ახდენს მრავალი ფაქტორი, როგორიცაა მრავალი ფაზის არსებობა სხვადასხვა მარცვლეულის საზღვრებით, არასასურველი ნალექები და სხვადასხვა რეაქციები.დეფორმირებულია სხვადასხვა ავსტენიტური და ფერრიტული ფაზის შიდა არაჰომოგენური მიკროსტრუქტურა 7 .ამიტომ, ასეთი ფილმების მიკროდომენის თვისებების შესწავლას ელექტრონული სტრუქტურის დონეზე გადამწყვეტი მნიშვნელობა აქვს SDSS კოროზიის გასაგებად და მოითხოვს კომპლექსურ ექსპერიმენტულ ტექნიკას.აქამდე ზედაპირისადმი მგრძნობიარე მეთოდები, როგორიცაა Auger-ის ელექტრონული სპექტროსკოპია11 და რენტგენის ფოტოელექტრონული სპექტროსკოპია12,13,14,15, ისევე როგორც მყარი რენტგენის ფოტოელექტრონული ფოტოელექტრონული სისტემა განასხვავებს, მაგრამ ხშირად ვერ აშორებს ერთი და იგივე ელემენტის ქიმიურ მდგომარეობას სივრცეში ნანომასშტაბის სხვადასხვა წერტილში.რამდენიმე ბოლოდროინდელმა კვლევამ დააკავშირა ქრომის ლოკალური დაჟანგვა 17 ავსტენიტური უჟანგავი ფოლადის, 18 მარტენზიტული უჟანგავი ფოლადის და SDSS 19, 20 კოროზიის ქცევასთან.ელემენტების დაჟანგვის მდგომარეობებში გვერდითი ჰეტეროგენურობა შეიძლება გამოწვეული იყოს სხვადასხვა ნაერთებით ერთი და იგივე შემადგენელი ელემენტებით, როგორიცაა რკინის ოქსიდები.ეს ნაერთები მემკვიდრეობით იღებენ თერმომექანიკურად დამუშავებულ მცირე ზომებს ერთმანეთთან მჭიდროდ, მაგრამ განსხვავდებიან შემადგენლობით და დაჟანგვის მდგომარეობით16,21.ამიტომ, ოქსიდის ფილმების განადგურების გამოვლენა და შემდეგ ამოღება მოითხოვს ზედაპირის არაჰომოგენურობის გააზრებას მიკროსკოპულ დონეზე.მიუხედავად ამ მოთხოვნებისა, რაოდენობრივი შეფასებები, როგორიცაა გვერდითი დაჟანგვის ჰეტეროგენულობა, განსაკუთრებით რკინის ნანო/ატომური მასშტაბით, ჯერ კიდევ არ არის და მათი მნიშვნელობა კოროზიის წინააღმდეგობისთვის შეუსწავლელი რჩება.ბოლო დრომდე, სხვადასხვა ელემენტების ქიმიური მდგომარეობა, როგორიცაა Fe და Ca, რაოდენობრივად იყო აღწერილი ფოლადის ნიმუშებზე რბილი რენტგენის ფოტოელექტრონული მიკროსკოპის (X-PEEM) გამოყენებით ნანომასშტაბიანი სინქროტრონის გამოსხივების ობიექტებში.ქიმიურად მგრძნობიარე რენტგენის შთანთქმის სპექტროსკოპიის (XAS) ტექნიკასთან ერთად, X-PEEM იძლევა XAS გაზომვას მაღალი სივრცითი და სპექტრული გარჩევადობით, რაც უზრუნველყოფს ქიმიურ ინფორმაციას ელემენტის შემადგენლობისა და მისი ქიმიური მდგომარეობის შესახებ სივრცითი გარჩევადობით ნანომეტრის მასშტაბამდე 23 .დაწყების ადგილის ეს სპექტროსკოპიული დაკვირვება მიკროსკოპის ქვეშ აადვილებს ადგილობრივ ქიმიურ ექსპერიმენტებს და შეუძლია სივრცით აჩვენოს ადრე შეუსწავლელი ქიმიური ცვლილებები Fe ფენაში.
ეს კვლევა ავრცელებს PEEM-ის უპირატესობებს ნანომასშტაბში ქიმიური განსხვავებების გამოვლენაში და წარმოგიდგენთ ატომური დონის ზედაპირის ანალიზის მეთოდს Ce-2507-ის კოროზიის ქცევის გასაგებად.ის იყენებს K-means კლასტერულ ქიმიომეტრულ მონაცემებს24 ჩართული ელემენტების გლობალური ქიმიური შემადგენლობის (ჰეტეროგენურობის) გამოსასახად, მათი ქიმიური მდგომარეობებით წარმოდგენილი სტატისტიკური წარმოდგენით.განსხვავებით ჩვეულებრივი კოროზიისგან, რომელიც გამოწვეულია ქრომის ოქსიდის ფირის დაშლით, მიმდინარე ცუდი პასივაცია და ცუდი კოროზიის წინააღმდეგობა მიეკუთვნება Fe/Cr ოქსიდის ფენის მახლობლად ლოკალიზებულ Fe3+ მდიდარ ნანოკუნძულებს, რაც შეიძლება იყოს დამცავი ოქსიდის შეტევა.ის ქმნის ფირის ადგილზე და იწვევს კოროზიას.
დეფორმირებული SDSS 2507-ის კოროზიული ქცევა პირველად შეფასდა ელექტროქიმიური გაზომვების გამოყენებით.ნახ.სურათი 1 გვიჩვენებს Nyquist-ისა და Bode-ის მრუდები შერჩეული ნიმუშებისთვის FeCl3-ის მჟავე (pH = 1) წყალხსნარებში ოთახის ტემპერატურაზე.შერჩეული ელექტროლიტი მოქმედებს როგორც ძლიერი ჟანგვის აგენტი, რომელიც ახასიათებს პასივაციის ფირის დაშლის ტენდენციას.მიუხედავად იმისა, რომ მასალა არ განიცადა ოთახის ტემპერატურის სტაბილური წიაღისეული, ამ ანალიზებმა წარმოადგინა პოტენციური წარუმატებლობის მოვლენები და კოროზიის შემდგომი პროცესები.ეკვივალენტური წრე (ნახ. 1დ) გამოყენებული იქნა ელექტროქიმიური წინაღობის სპექტროსკოპიის (EIS) სპექტრების მოსარგებად, და შესაბამისი ფიტინგის შედეგები ნაჩვენებია ცხრილში 1. დამუშავებული ხსნარის და ცხელ დამუშავებული ნიმუშების ტესტირებისას გამოჩნდა არასრული ნახევარწრივები, ხოლო შესაბამისი შეკუმშული ნახევარწრივები ცივი ნაგლინი იყო (ნახ. 1ბ).EIS სპექტრში, ნახევარწრიული რადიუსი შეიძლება ჩაითვალოს პოლარიზაციის წინააღმდეგობად (Rp)25,26.ხსნარის დამუშავებული SDSS-ის Rp ცხრილი 1-ში არის დაახლოებით 135 kΩ სმ-2, თუმცა ცხლად დამუშავებული და ცივი ნაგლინი SDSS-ისთვის ჩვენ შეგვიძლია დავინახოთ გაცილებით დაბალი მნიშვნელობები, შესაბამისად 34.7 და 2.1 kΩ სმ-2.Rp-ის ეს მნიშვნელოვანი შემცირება მიუთითებს პლასტიკური დეფორმაციის მავნე ზემოქმედებაზე პასივაციასა და კოროზიის წინააღმდეგობაზე, როგორც ეს ნაჩვენებია წინა მოხსენებებში 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Bode წინაღობა და ფაზური დიაგრამები, და ეკვივალენტური მიკროსქემის მოდელი d-სთვის, სადაც RS არის ელექტროლიტის წინააღმდეგობა, Rp არის პოლარიზაციის წინააღმდეგობა და QCPE არის მუდმივი ფაზის ელემენტის ოქსიდი, რომელიც გამოიყენება არაიდეალური ტევადობის მოდელირებისთვის (n).EIS გაზომვები ჩატარდა დატვირთვის გარეშე.
პირველი რიგის მუდმივები ნაჩვენებია ბოდეს დიაგრამაზე და მაღალი სიხშირის პლატო წარმოადგენს ელექტროლიტის წინააღმდეგობას RS26.სიხშირის კლებასთან ერთად, წინაღობა იზრდება და აღმოჩენილია უარყოფითი ფაზის კუთხე, რაც მიუთითებს ტევადობის დომინირებაზე.ფაზის კუთხე იზრდება, ინარჩუნებს მაქსიმალურ მნიშვნელობას შედარებით ფართო სიხშირის დიაპაზონში და შემდეგ მცირდება (ნახ. 1c).თუმცა, სამივე შემთხვევაში ეს მაქსიმალური მნიშვნელობა მაინც 90°-ზე ნაკლებია, რაც მიუთითებს არაიდეალურ ტევადურ ქცევაზე ტევადობის დისპერსიის გამო.ამრიგად, QCPE მუდმივი ფაზის ელემენტი (CPE) გამოიყენება ზედაპირის უხეშობის ან არაერთგვაროვნების შედეგად მიღებული ტევადობის ინტერფეისის განაწილების წარმოსაჩენად, განსაკუთრებით ატომური მასშტაბის, ფრაქტალის გეომეტრიის, ელექტროდის ფორიანობის, არაერთგვაროვანი პოტენციალისა და ზედაპირზე დამოკიდებული დენის განაწილების თვალსაზრისით.ელექტროდის გეომეტრია31,32.CPE წინაღობა:
სადაც j არის წარმოსახვითი რიცხვი და ω არის კუთხოვანი სიხშირე.QCPE არის სიხშირე დამოუკიდებელი მუდმივი, რომელიც პროპორციულია ელექტროლიტის აქტიური ღია ფართობისა.n არის უგანზომილებიანი სიმძლავრის რიცხვი, რომელიც აღწერს გადახრას კონდენსატორის იდეალური ტევადობითი ქცევისგან, ანუ რაც უფრო ახლოს არის n 1-თან, მით უფრო ახლოს არის CPE სუფთა ტევადობასთან და თუ n ახლოს არის ნულთან, ეს არის წინააღმდეგობა.n-ის მცირე გადახრა, 1-თან ახლოს, მიუთითებს ზედაპირის არაიდეალურ ტევადურ ქცევაზე პოლარიზაციის ტესტირების შემდეგ.ცივი ნაგლინი SDSS-ის QCPE გაცილებით მაღალია, ვიდრე მსგავსი პროდუქტები, რაც იმას ნიშნავს, რომ ზედაპირის ხარისხი ნაკლებად ერთგვაროვანია.
უჟანგავი ფოლადების კოროზიის წინააღმდეგობის უმეტესი თვისებების შესაბამისად, SDSS-ის შედარებით მაღალი Cr შემცველობა ზოგადად იწვევს SDSS-ის კოროზიის მაღალ წინააღმდეგობას ზედაპირზე პასიური დამცავი ოქსიდის ფირის არსებობის გამო17.ეს პასიური ფილმი ჩვეულებრივ მდიდარია Cr3+ ოქსიდებით და/ან ჰიდროქსიდებით, ძირითადად აერთიანებს Fe2+, Fe3+ ოქსიდებს და/ან (ოქსი)ჰიდროქსიდებს 33 .მიუხედავად ზედაპირის ერთგვაროვნებისა, პასივირებული ოქსიდის შრისა და ზედაპირზე ხილული დაზიანების გარეშე, როგორც ეს განსაზღვრულია მიკროსკოპული სურათებით,6,7 ცხელ დამუშავებული და ცივი ნაგლინი SDSS-ის კოროზიის ქცევა განსხვავებულია და ამიტომ მოითხოვს დეფორმაციის მიკროსტრუქტურისა და ფოლადის სტრუქტურული მახასიათებლების სიღრმისეულ შესწავლას.
დეფორმირებული უჟანგავი ფოლადის მიკროსტრუქტურა რაოდენობრივად იქნა გამოკვლეული შიდა და სინქროტრონის მაღალი ენერგიის რენტგენის გამოყენებით (დამატებითი ნახატები 1, 2).დეტალური ანალიზი მოცემულია დამატებით ინფორმაციაში.მიუხედავად იმისა, რომ ისინი დიდწილად შეესაბამება ძირითადი ფაზის ტიპს, ნაპოვნია განსხვავებები ფაზის მოცულობის ფრაქციებში, რომლებიც ჩამოთვლილია დამატებით ცხრილში 1. ეს განსხვავებები შეიძლება ასოცირებული იყოს ზედაპირზე არაერთგვაროვან ფაზურ ფრაქციებთან, ასევე სხვადასხვა სიღრმეზე შესრულებულ მოცულობითი ფაზის ფრაქციებთან.გამოვლენა რენტგენის დიფრაქციით.(XRD) ინციდენტის ფოტონების სხვადასხვა ენერგიის წყაროებით.ცივად ნაგლინ ნიმუშებში აუსტენიტის შედარებით მაღალი პროპორცია, რომელიც განისაზღვრება XRD-ით ლაბორატორიული წყაროდან, მიუთითებს უკეთეს პასივაციაზე და შემდგომში უკეთეს კოროზიის წინააღმდეგობაზე35, ხოლო უფრო ზუსტი და სტატისტიკური შედეგები მიუთითებს საპირისპირო ტენდენციებზე ფაზის პროპორციებში.გარდა ამისა, ფოლადის კოროზიის წინააღმდეგობა ასევე დამოკიდებულია მარცვლის დახვეწის ხარისხზე, მარცვლების ზომის შემცირებაზე, მიკროდეფორმაციებისა და დისლოკაციის სიმკვრივის მატებაზე, რაც ხდება თერმომექანიკური დამუშავების დროს36,37,38.ცხლად დამუშავებული ნიმუშები აჩვენებენ უფრო მარცვლოვან ხასიათს, რაც მიუთითებს მიკრონის ზომის მარცვლებზე, ხოლო გლუვი რგოლები, რომლებიც დაფიქსირდა ცივად ნაგლინ ნიმუშებში (დამატებითი სურათი 3) მიუთითებს წინა ნამუშევარში ნანომასშტაბამდე მარცვლის მნიშვნელოვან დახვეწაზე6, რამაც ხელი უნდა შეუწყოს ფირის პასივაციას.კოროზიის წინააღმდეგობის ფორმირება და გაზრდა.უფრო მაღალი დისლოკაციის სიმკვრივე ჩვეულებრივ ასოცირდება დაბალ წინააღმდეგობას ორმოების მიმართ, რაც კარგად ემთხვევა ელექტროქიმიურ გაზომვებს.
X-PEEM-ის გამოყენებით სისტემატურად იქნა შესწავლილი ელემენტარული ელემენტების მიკროდომენების ქიმიური მდგომარეობების ცვლილებები.შენადნობი ელემენტების სიმრავლის მიუხედავად, აქ არჩეულ იქნა Cr, Fe, Ni და Ce39, რადგან Cr არის პასივაციის ფირის ფორმირების მთავარი ელემენტი, Fe არის ფოლადის მთავარი ელემენტი, ხოლო Ni აძლიერებს პასივაციას და აბალანსებს ფერიტ-აუსტენიტური ფაზის სტრუქტურას და Ce მოდიფიკაციის მიზანს.სინქროტრონის 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 მოძრავი Ce-2507 SDSS.მონაცემთა შესაბამისი ანალიზი ჩატარდა გამოქვეყნებულ მონაცემებთან ენერგიის კალიბრაციის ჩართვის გზით (მაგ. XAS 40, 41 Fe L2-ზე, 3 კიდეები).
ნახ.სურათი 2 გვიჩვენებს X-PEEM გამოსახულებებს ცხლად დამუშავებული (ნახ. 2a) და ცივად ნაგლინი (ნახ. 2d) Ce-2507 SDSS და Cr და Fe L2,3-ის შესაბამისი XAS კიდეები ინდივიდუალურად მონიშნულ ადგილებში.XAS-ის L2,3 კიდე იკვლევს არაოკუპირებულ 3d მდგომარეობებს ელექტრონის ფოტოაგზნების შემდეგ სპინ-ორბიტის გაყოფის დონეზე 2p3/2 (L3 კიდე) და 2p1/2 (L2 ზღვარი).ინფორმაცია Cr-ის ვალენტური მდგომარეობის შესახებ მიღებული იქნა XAS-დან L2,3 კიდეზე ნახ. 2b, ე.შედარება მოსამართლეებთან.42,43-მა აჩვენა, რომ ოთხი მწვერვალი დაფიქსირდა L3 კიდესთან, სახელწოდებით A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV) და D (582.2 eV), რომლებიც ასახავს ოქტაედრულ Cr3+-ს, რომელიც შეესაბამება Cr2O3 იონს.ექსპერიმენტული სპექტრები ეთანხმება b და e პანელებში ნაჩვენები თეორიულ გამოთვლებს, რომლებიც მიღებულია კრისტალური ველის მრავალი გამოთვლებით Cr L2.3 ინტერფეისზე კრისტალური ველის გამოყენებით 2.0 eV44.ცხელი დამუშავებული და ცივი ნაგლინი SDSS-ის ორივე ზედაპირი დაფარულია Cr2O3-ის შედარებით ერთიანი 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 ცივი ნაგლინი SDSS-ის თერმული გამოსახულება, რომელიც შეესაბამება e Cr L2.3 კიდეს და f Fe L2 .3 კიდეს მხარეს ( f).XAS სპექტრები გამოსახულია სხვადასხვა სივრცულ პოზიციებზე, რომლებიც მონიშნულია თერმულ გამოსახულებებზე (a, d), ნარინჯისფერი წერტილოვანი ხაზები (b) და (e) წარმოადგენს Cr3+-ის იმიტირებულ XAS სპექტრებს კრისტალური ველის მნიშვნელობით 2.0 eV.X-PEEM სურათებისთვის გამოიყენეთ თერმული პალიტრა გამოსახულების წაკითხვის გასაუმჯობესებლად, სადაც ფერები ლურჯიდან წითამდე პროპორციულია რენტგენის შთანთქმის ინტენსივობის (დაბალიდან მაღალამდე).
ამ მეტალის ელემენტების ქიმიური გარემოს მიუხედავად, Ni და Ce შენადნობი ელემენტების დამატებების ქიმიური მდგომარეობა ორივე ნიმუშისთვის უცვლელი დარჩა.დამატებითი ნახაზი.ნახაზები 5-9 გვიჩვენებს X-PEEM გამოსახულებებს და შესაბამის XAS სპექტრებს Ni და Ce-სთვის ცხლად დამუშავებული და ცივი ნაგლინი ნიმუშების ზედაპირზე სხვადასხვა პოზიციებზე.Ni XAS გვიჩვენებს Ni2+-ის დაჟანგვის მდგომარეობებს ცხლად დამუშავებული და ცივად ნაგლინი ნიმუშების მთელ გაზომილ ზედაპირზე (დამატებითი დისკუსია).აღსანიშნავია, რომ ცხლად დამუშავებული ნიმუშების შემთხვევაში Ce3-ის XAS სიგნალი არ დაფიქსირდა, ცივი ნაგლინი სინჯების შემთხვევაში კი Ce3+ სპექტრი.ცივად ნაგლინ ნიმუშებში Ce ლაქებზე დაკვირვებამ აჩვენა, რომ Ce ძირითადად ნალექის სახით ჩნდება.
თერმულად დეფორმირებულ SDSS-ში, XAS-ის ადგილობრივი სტრუქტურული ცვლილება Fe L2,3 კიდეზე არ დაფიქსირებულა (ნახ. 2c).თუმცა, Fe მატრიცა მიკრორეგიონალურად ცვლის თავის ქიმიურ მდგომარეობას ცივი ნაგლინი SDSS-ის შვიდ შემთხვევით შერჩეულ წერტილში, როგორც ნაჩვენებია ნახ. 2f.გარდა ამისა, იმისათვის, რომ ზუსტი წარმოდგენა შეგვექმნა Fe-ს მდგომარეობის ცვლილებების შესახებ შერჩეულ ადგილებზე ნახაზი 2f, ჩატარდა ადგილობრივი ზედაპირული კვლევები (ნახ. 3 და დამატებითი სურ. 10), რომლებშიც შეირჩა უფრო მცირე წრიული რეგიონები.α-Fe2O3 სისტემების Fe L2,3 კიდეების XAS სპექტრები და Fe2+ ოქტაედრული ოქსიდები მოდელირებული იყო მრავალი კრისტალური ველის გამოთვლებით 1.0 (Fe2+) და 1.0 (Fe3+)44 კრისტალური ველების გამოყენებით. ჩვენ აღვნიშნავთ, რომ α-Fe2O3 და γ-Fe2O3 აქვთ სხვადასხვა ლოკალური სიმეტრია45,46, Fe3O4-ს აქვს ორივე Fe2+ და Fe3+,47 და FeO45, როგორც ფორმალურად ორვალენტიანი Fe2+ ოქსიდი (3d6). ჩვენ აღვნიშნავთ, რომ α-Fe2O3 და γ-Fe2O3 აქვთ სხვადასხვა ლოკალური სიმეტრია45,46, Fe3O4 აქვს ორივე Fe2+ და Fe3+,47 და FeO45, როგორც ფორმალურად ორვალენტიანი Fe2+ ოქსიდი (3d6).გაითვალისწინეთ, რომ α-Fe2O3 და γ-Fe2O3 აქვთ სხვადასხვა ლოკალური სიმეტრია45,46, Fe3O4 აერთიანებს Fe2+ და Fe3+,47 და FeO45 ფორმალურად ორვალენტიანი ოქსიდის Fe2+ (3d6) სახით.გაითვალისწინეთ, რომ α-Fe2O3 და γ-Fe2O3 აქვთ სხვადასხვა ლოკალური სიმეტრია45,46, Fe3O4 აქვს Fe2+ და Fe3+,47 და FeO45 მოქმედებს როგორც ფორმალური ორვალენტიანი Fe2+ ოქსიდი (3d6).ყველა Fe3+ იონს α-Fe2O3-ში აქვს მხოლოდ Oh პოზიციები, ხოლო γ-Fe2O3 ჩვეულებრივ წარმოდგენილია Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]მაგ. O4 სპინელი ვაკანსიებით მაგ პოზიციებზე.ამიტომ, Fe3+ იონებს γ-Fe2O3-ში აქვთ Td და Oh პოზიციები.როგორც წინა ნაშრომში აღინიშნა,45 მიუხედავად იმისა, რომ ორივეს ინტენსივობის თანაფარდობა განსხვავებულია, მათი ინტენსივობის კოეფიციენტი eg/t2g არის ≈1, ხოლო ამ შემთხვევაში დაკვირვებული ინტენსივობის კოეფიციენტი eg/t2g არის დაახლოებით 1. ეს გამორიცხავს შესაძლებლობას, რომ არსებულ სიტუაციაში მხოლოდ Fe3+ იყოს წარმოდგენილი.Fe3O4-ის შემთხვევის გათვალისწინებით, როგორც Fe2+-თან, ასევე Fe3+-თან, პირველი მახასიათებელი, რომელიც ცნობილია, რომ აქვს უფრო სუსტი (ძლიერი) L3 კიდე Fe-სთვის, მიუთითებს უფრო მცირე (დიდი) დაუკავებელ მდგომარეობაზე t2g.ეს ეხება Fe2+-ს (Fe3+), რაც აჩვენებს, რომ ზრდის პირველი თვისება მიუთითებს Fe2+47-ის შემცველობის ზრდაზე.ეს შედეგები აჩვენებს, რომ კომპოზიციების ცივად ნაგლინ ზედაპირზე დომინირებს Fe2+ და γ-Fe2O3, α-Fe2O3 და/ან Fe3O4 თანაარსებობა.
XAS სპექტრების (a, c) და (b, d) გაფართოებული ფოტოელექტრონული თერმული გამოსახულება, რომელიც კვეთს Fe L2,3 კიდეს სხვადასხვა სივრცულ პოზიციებზე შერჩეულ რეგიონებში 2 და E ნახ.2d.
მიღებული ექსპერიმენტული მონაცემები (ნახ. 4ა და დამატებითი სურ. 11) დახატულია და შედარებულია სუფთა ნაერთების მონაცემებთან 40, ​​41, 48. ექსპერიმენტულად დაკვირვებული Fe L-კიდის XAS სპექტრის სამი განსხვავებული ტიპი (XAS- 1, XAS-2 და XAS-3: ნახ. 4a).კერძოდ, სპექტრი 2-a (აღნიშნულია როგორც XAS-1) ნახ. 3b-ში, რასაც მოჰყვება სპექტრი 2-b (მონიშნული XAS-2) დაფიქსირდა მთელ გამოვლენის არეალში, ხოლო სპექტრები, როგორიცაა E-3 დაფიქსირდა ფიგურაში 3d (მონიშნული XAS-3) დაფიქსირდა კონკრეტულ ადგილებში.როგორც წესი, შესწავლილ ნიმუშში არსებული ვალენტური მდგომარეობების იდენტიფიცირებისთვის გამოყენებული იყო ოთხი პარამეტრი: (1) სპექტრული მახასიათებლები L3 და L2, (2) L3 და L2 მახასიათებლების ენერგეტიკული პოზიციები, (3) ენერგეტიკული განსხვავება L3-L2., (4) L2/L3 ინტენსივობის თანაფარდობა.ვიზუალური დაკვირვების მიხედვით (ნახ. 4a), სამივე Fe კომპონენტი, კერძოდ, Fe0, Fe2+ და Fe3+ წარმოდგენილია შესასწავლ SDSS ზედაპირზე.გამოთვლილი ინტენსივობის თანაფარდობა L2/L3 ასევე მიუთითებს სამივე კომპონენტის არსებობაზე.
Fe-ის სიმულირებული XAS სპექტრები დაკვირვებული სამი განსხვავებული ექსპერიმენტული მონაცემით (მყარი ხაზები XAS-1, XAS-2 და XAS-3 შეესაბამება 2-a, 2-b და E-3 ნახ. 2 და 3-ში) შედარება, ოქტაედრონები Fe2+, Fe3+ კრისტალური ველის მნიშვნელობებით გაზომილი 1.05 eV მონაცემების მიხედვით (1.0 eV, 1.0 eV, 1.0 eV) და შესაბამისად. , XAS-2, XAS-3) და შესაბამისი ოპტიმიზებული LCF მონაცემები (მყარი შავი ხაზი), ასევე XAS-3 სპექტრის სახით Fe3O4 (Fe-ის შერეული მდგომარეობა) და Fe2O3 (სუფთა Fe3+) სტანდარტებით.
ხაზოვანი კომბინირებული მორგება (LCF) სამი სტანდარტის 40, 41, 48 გამოყენებული იყო რკინის ოქსიდის შემადგენლობის რაოდენობრივად დასადგენად.LCF განხორციელდა სამი შერჩეული Fe L-პირის XAS სპექტრისთვის, რომლებიც აჩვენებენ უმაღლეს კონტრასტს, კერძოდ, XAS-1, XAS-2 და XAS-3, როგორც ნაჩვენებია ნახ. 4b–d.LCF ფიტინგებისთვის, ყველა შემთხვევაში გათვალისწინებული იყო 10% Fe0 იმის გამო, რომ ჩვენ ყველა მონაცემში დავაფიქსირეთ მცირე ზღვარი, ასევე იმის გამო, რომ მეტალის რკინა არის ფოლადის მთავარი კომპონენტი. მართლაც, X-PEEM-ის გამოსაცდელი სიღრმე Fe (~6 ნმ)49-ისთვის უფრო დიდია, ვიდრე სავარაუდო ჟანგვის ფენის სისქე (ოდნავ > 4 ნმ), რაც იძლევა პასივაციის ფენის ქვეშ რკინის მატრიციდან (Fe0) სიგნალის გამოვლენის საშუალებას. მართლაც, X-PEEM-ის გამოსაცდელი სიღრმე Fe (~6 ნმ)49-ისთვის უფრო დიდია, ვიდრე სავარაუდო ჟანგვის ფენის სისქე (ოდნავ > 4 ნმ), რაც იძლევა პასივაციის ფენის ქვეშ რკინის მატრიციდან (Fe0) სიგნალის გამოვლენის საშუალებას. გარდა ამისა, X-PEEM ზე მეტი Fe (~ 6 ნმ) 49 მეტი, თუ არა მხოლოდ > 4 ნმ. მართლაც, ზონდის X-PEEM სიღრმე Fe (~6 ნმ)49 მეტია ჟანგვის შრის სავარაუდო სისქეზე (ოდნავ >4 ნმ), რაც შესაძლებელს ხდის პასივაციის ფენის ქვეშ რკინის მატრიციდან (Fe0) 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慉（略层厚度慉（略 厚度慉（略 厚度慉（略化层下方的铁基体（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 厚溦 略 略 襉 4自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信塏信号` что пзволяет онарорაფხს живать сигнал оелезной матри ფაქტობრივად, X-PEEM-ის მიერ Fe (~6 ნმ) 49-ის გამოვლენის სიღრმე აღემატება ოქსიდის ფენის მოსალოდნელ სისქეს (ოდნავ > 4 ნმ), რაც იძლევა პასივაციის ფენის ქვემოთ რკინის მატრიციდან (Fe0) სიგნალის გამოვლენის საშუალებას. .შესრულდა Fe2+ და Fe3+-ის სხვადასხვა კომბინაციები დაკვირვებული ექსპერიმენტული მონაცემებისთვის საუკეთესო შესაძლო გადაწყვეტის მოსაძებნად.ნახ.4b გვიჩვენებს XAS-1 სპექტრს Fe2+ და Fe3+ კომბინაციისთვის, სადაც Fe2+ და Fe3+ პროპორციები მსგავსი იყო დაახლოებით 45%-ით, რაც მიუთითებს Fe-ის შერეულ ჟანგვის მდგომარეობებზე.მაშინ როცა XAS-2 სპექტრისთვის Fe2+ და Fe3+ პროცენტი ხდება ~30% და 60%, შესაბამისად.Fe2+ ​​ნაკლებია Fe3+-ზე.Fe2+-ის და Fe3-ის თანაფარდობა, ტოლია 1:2, ნიშნავს, რომ Fe3O4 შეიძლება წარმოიქმნას იმავე თანაფარდობით Fe იონებს შორის.გარდა ამისა, XAS-3 სპექტრისთვის, Fe2+ და Fe3+ პროცენტი ხდება ~10% და 80%, რაც მიუთითებს Fe2+-ის უფრო მაღალ გარდაქმნაზე Fe3+-ად.როგორც ზემოთ აღინიშნა, Fe3+ შეიძლება იყოს α-Fe2O3, γ-Fe2O3 ან Fe3O4.Fe3+-ის ყველაზე სავარაუდო წყაროს გასაგებად, XAS-3 სპექტრი გამოსახული იყო სხვადასხვა Fe3+ სტანდარტებით სურათზე 4e, რაც აჩვენებს მსგავსებას ორივე სტანდარტთან B პიკის განხილვისას.თუმცა, მხრის მწვერვალების ინტენსივობა (A: Fe2+-დან) და B/A ინტენსივობის თანაფარდობა მიუთითებს იმაზე, რომ XAS-3-ის სპექტრი ახლოსაა, მაგრამ არ ემთხვევა γ-Fe2O3 სპექტრს.ნაყარ γ-Fe2O3-თან შედარებით, A SDSS-ის Fe 2p XAS პიკს აქვს ოდნავ უფრო მაღალი ინტენსივობა (ნახ. 4e), რაც მიუთითებს Fe2+-ის უფრო მაღალ ინტენსივობაზე.მიუხედავად იმისა, რომ XAS-3 სპექტრი მსგავსია γ-Fe2O3-ის, სადაც Fe3+ იმყოფება Oh და Td პოზიციებზე, სხვადასხვა ვალენტური მდგომარეობის იდენტიფიცირება და კოორდინაცია მხოლოდ L2,3 კიდეზე ან L2/L3 ინტენსივობის თანაფარდობის გასწვრივ რჩება მიმდინარე კვლევის საგანი.განხილვა სხვადასხვა ფაქტორების სირთულის გამო, რომლებიც გავლენას ახდენენ საბოლოო სპექტრზე41.
ზემოთ აღწერილი შერჩეული ინტერესის რეგიონების ქიმიურ მდგომარეობაში სპექტრული განსხვავებების გარდა, ძირითადი ელემენტების Cr და Fe გლობალური ქიმიური ჰეტეროგენულობა ასევე შეფასდა ნიმუშის ზედაპირზე მიღებული ყველა XAS სპექტრის კლასიფიცირებით K-means კლასტერული მეთოდის გამოყენებით.Cr L კიდეების პროფილები ქმნიან ორ სივრცულად განაწილებულ ოპტიმალურ მტევანს ცხლად დამუშავებულ და ცივად ნაგლინ ნიმუშებში, რომლებიც ნაჩვენებია ნახ.5. ცხადია, რომ არც ერთი ადგილობრივი სტრუქტურული ცვლილება არ აღიქმება მსგავსებად, ვინაიდან XAS Cr სპექტრის ორი ცენტრი შედარებადია.ორი კლასტერის ეს სპექტრული ფორმები თითქმის იდენტურია Cr2O342-ის შესაბამისი, რაც ნიშნავს, რომ Cr2O3 ფენები შედარებით თანაბრად არის განლაგებული SDSS-ზე.
Cr L K-იგულისხმება კიდეების რეგიონის კლასტერები და b არის შესაბამისი XAS ცენტროიდები.ცივად ნაგლინი SDSS-ის K-საშუალებების X-PEEM შედარების შედეგები: c Cr L2.3 K-საშუალების მტევნის კიდეები და d შესაბამისი XAS ცენტროიდები.
უფრო რთული FeL კიდეების რუქების საილუსტრაციოდ, ოთხი და ხუთი ოპტიმიზებული კლასტერი და მათთან დაკავშირებული ცენტროიდები (სპექტრული პროფილები) გამოიყენეს, შესაბამისად, ცხლად დამუშავებული და ცივი ნაგლინი ნიმუშებისთვის.ამიტომ, Fe2+ და Fe3+-ის პროცენტული მაჩვენებელი (%) შეიძლება მიღებულ იქნას ნახ.4-ზე ნაჩვენები LCF-ის დაყენებით.ფსევდოელექტროდის პოტენციალი Epseudo როგორც Fe0-ის ფუნქცია გამოიყენებოდა ზედაპირის ოქსიდის ფირის მიკროქიმიური არაერთგვაროვნების გამოსავლენად.ეპსევდო უხეშად ფასდება შერევის წესით,
სადაც \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) უდრის \(\rm{Fe} + 2e^ – \\rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 და 0,036 V, შესაბამისად.ქვედა პოტენციალის მქონე რეგიონებს აქვთ Fe3+ ნაერთის უფრო მაღალი შემცველობა.თერმულად დეფორმირებულ ნიმუშებში პოტენციალის განაწილებას აქვს ფენიანი ხასიათი მაქსიმალური ცვლილებით დაახლოებით 0,119 ვ (ნახ. 6a, b).ეს პოტენციური განაწილება მჭიდროდ არის დაკავშირებული ზედაპირის ტოპოგრაფიასთან (ნახ. 6a).სხვა პოზიციაზე დამოკიდებული ცვლილებები ფუძემდებლურ ლამინურ ინტერიერში არ დაფიქსირებულა (ნახ. 6b).პირიქით, ცივი ნაგლინი SDSS-ში განსხვავებული ოქსიდების შეერთებისთვის Fe2+ და Fe3+ სხვადასხვა შიგთავსით, შეიძლება დავაკვირდეთ ფსევდოპოტენციალის არაერთგვაროვან ბუნებას (ნახ. 6c, d).Fe3+ ოქსიდები და/ან (ოქსი)ჰიდროქსიდები ფოლადის ჟანგის ძირითადი შემადგენელი კომპონენტებია და გამტარია ჟანგბადისა და წყლის მიმართ50.ამ შემთხვევაში, Fe3+-ით მდიდარი კუნძულები მიჩნეულია ადგილობრივად გავრცელებულად და შეიძლება ჩაითვალოს კოროზირებულ ტერიტორიებად.ამავდროულად, გრადიენტი პოტენციურ ველში, ვიდრე პოტენციალის აბსოლუტური მნიშვნელობა, შეიძლება გამოყენებულ იქნას როგორც ინდიკატორი აქტიური კოროზიის ადგილების ლოკალიზაციისთვის.ცივად ნაგლინი SDSS-ის ზედაპირზე Fe2+-ისა და Fe3+-ის ამ არათანაბარ განაწილებას შეუძლია შეცვალოს ადგილობრივი ქიმია და უზრუნველყოს უფრო პრაქტიკული აქტიური ზედაპირის ფართობი ოქსიდის ფირის დაშლისა და კოროზიის რეაქციების დროს, რაც საშუალებას აძლევს ფუძემდებლური ლითონის მატრიცას გააგრძელოს კოროზია, რაც გამოიწვევს შიდა ჰეტეროგენურობას.თვისებები და ამცირებს პასიური ფენის დამცავ თვისებებს.
K-ნიშნავს კლასტერებს და შესაბამის XAS ცენტროიდებს Fe L2.3 კიდეების რეგიონში ცხელი დეფორმირებული X-PEEM ac და df ცივი ნაგლინი SDSS-ის.a, d K-ნიშნავს კლასტერულ ნახაზებს, რომლებიც გადაფარულია X-PEEM სურათებზე.გამოთვლილი ფსევდოელექტროდის პოტენციალი (Epseudo) აღნიშნულია K-საშუალებების კლასტერულ ნახაზთან ერთად.X-PEEM გამოსახულების სიკაშკაშე, ისევე როგორც ფერი 2-ში, პროპორციულია რენტგენის შთანთქმის ინტენსივობისა.
შედარებით ერთიანი Cr, მაგრამ Fe-ის განსხვავებული ქიმიური მდგომარეობა იწვევს ოქსიდის ფირის სხვადასხვა დაზიანებას და კოროზიის ნიმუშებს ცხელ დამუშავებულ და ცივად ნაგლინ Ce-2507-ში.ცივად ნაგლინი Ce-2507-ის ეს თვისება კარგად არის შესწავლილი.ამ თითქმის ნეიტრალურ სამუშაოში ატმოსფერულ ჰაერში Fe ოქსიდების და ჰიდროქსიდების წარმოქმნასთან დაკავშირებით, რეაქციები შემდეგია:
ზემოაღნიშნული რეაქციები ხდება შემდეგ სცენარებში X-PEEM ანალიზის საფუძველზე.პატარა მხრის შესაბამისი Fe0 ასოცირდება ფუძემდებლური მეტალის რკინასთან.მეტალის Fe-ის რეაქცია გარემოსთან იწვევს Fe(OH)2 ფენის წარმოქმნას (განტოლება (5)), რომელიც აძლიერებს Fe2+ სიგნალს Fe L-კიდე XAS-ში.ჰაერზე ხანგრძლივმა ზემოქმედებამ შეიძლება გამოიწვიოს Fe3O4 და/ან Fe2O3 ოქსიდების წარმოქმნა Fe(OH)252,53-ის შემდეგ.Fe-ის ორი სტაბილური ფორმა, Fe3O4 და Fe2O3, ასევე შეიძლება ჩამოყალიბდეს Cr3+ მდიდარ დამცავ ფენაში, რომელთაგანაც Fe3O4 ურჩევნია ერთგვაროვან და წებოვან სტრუქტურას.ორივეს არსებობა იწვევს შერეულ ჟანგვის მდგომარეობებს (XAS-1 სპექტრი).XAS-2 სპექტრი ძირითადად შეესაბამება Fe3O4-ს.XAS-3 სპექტრის დაკვირვებამ რამდენიმე ადგილას მიუთითა სრული გარდაქმნა γ-Fe2O3-ად.ვინაიდან გაშლილი რენტგენის სხივების შეღწევის სიღრმე არის დაახლოებით 50 ნმ, ქვედა ფენის სიგნალი იწვევს A პიკის უფრო მაღალ ინტენსივობას.
XPA სპექტრი აჩვენებს, რომ Fe კომპონენტს ოქსიდის ფილმში აქვს ფენიანი სტრუქტურა, რომელიც შერწყმულია Cr ოქსიდის ფენასთან.კოროზიის დროს Cr2O3-ის ლოკალური არაერთგვაროვნების გამო პასივაციის ნიშნებისგან განსხვავებით, Cr2O3-ის ერთგვაროვანი ფენის მიუხედავად ამ ნაწარმოებში, ამ შემთხვევაში შეინიშნება დაბალი კოროზიის წინააღმდეგობა, განსაკუთრებით ცივი ნაგლინი ნიმუშებისთვის.დაკვირვებული ქცევა შეიძლება გავიგოთ, როგორც ქიმიური დაჟანგვის მდგომარეობის ჰეტეროგენურობა ზედა ფენაში (Fe), რაც გავლენას ახდენს კოროზიის მოქმედებაზე.ზედა ფენის (რკინის ოქსიდი) და ქვედა ფენის (ქრომის ოქსიდი) ერთნაირი სტექიომეტრიის გამო52,53 მათ შორის უკეთესი ურთიერთქმედება (ადჰეზია) იწვევს ლითონის ან ჟანგბადის იონების ნელ ტრანსპორტირებას გისოსებში, რაც, თავის მხრივ, იწვევს კოროზიის წინააღმდეგობის გაზრდას.ამიტომ უწყვეტი სტექიომეტრიული თანაფარდობა, ანუ Fe-ის ერთი დაჟანგვის მდგომარეობა, სასურველია მკვეთრი სტექიომეტრიული ცვლილებების მიმართ.სითბოს დეფორმირებულ SDSS-ს აქვს უფრო ერთგვაროვანი ზედაპირი, უფრო მკვრივი დამცავი ფენა და უკეთესი კოროზიის წინააღმდეგობა.მაშინ როცა ცივი ნაგლინი SDSS-ისთვის, Fe3+-ით მდიდარი კუნძულების არსებობა დამცავი ფენის ქვეშ არღვევს ზედაპირის მთლიანობას და იწვევს გალვანურ კოროზიას ახლომდებარე სუბსტრატთან, რაც იწვევს Rp-ის მკვეთრ ვარდნას (ცხრილი 1).EIS სპექტრი და მისი კოროზიის წინააღმდეგობა მცირდება.ჩანს, რომ პლასტიკური დეფორმაციის გამო Fe3+ მდიდარი კუნძულების ადგილობრივი განაწილება ძირითადად გავლენას ახდენს კოროზიის წინააღმდეგობაზე, რაც გარღვევაა ამ სამუშაოში.ამრიგად, ამ კვლევაში წარმოდგენილია პლასტიკური დეფორმაციის მეთოდით შესწავლილი SDSS ნიმუშების კოროზიის წინააღმდეგობის შემცირების სპექტროსკოპული მიკროსკოპული გამოსახულებები.
გარდა ამისა, მიუხედავად იმისა, რომ იშვიათი დედამიწის შენადნობი ორფაზიან ფოლადებში აჩვენებს უკეთეს შესრულებას, ამ დანამატის ელემენტის ურთიერთქმედება ცალკეულ ფოლადის მატრიცასთან კოროზიის ქცევის თვალსაზრისით სპექტროსკოპიული მიკროსკოპის მიხედვით რჩება გაუგებარი.Ce სიგნალების გამოჩენა (XAS M- კიდეების მეშვეობით) ჩნდება მხოლოდ რამდენიმე ადგილას ცივი გადახვევის დროს, მაგრამ ქრება SDSS-ის ცხელი დეფორმაციის დროს, რაც მიუთითებს Ce-ის ადგილობრივ ნალექზე ფოლადის მატრიცაში და არა ერთგვაროვან შენადნობზე.მიუხედავად იმისა, რომ მნიშვნელოვნად არ აუმჯობესებს SDSS6,7-ის მექანიკურ თვისებებს, იშვიათი დედამიწის ელემენტების არსებობა ამცირებს ჩანართების ზომას და, როგორც ვარაუდობენ, აფერხებს გაჩენას საწყის რეგიონში54.
დასკვნის სახით, ეს ნაშრომი ავლენს ზედაპირის ჰეტეროგენურობის ეფექტს 2507 SDSS-ის კოროზიაზე, მოდიფიცირებული ცერიუმით, ნანომასშტაბიანი კომპონენტების ქიმიური შემცველობის რაოდენობრივი შეფასებით.ჩვენ ვპასუხობთ კითხვაზე, თუ რატომ კოროზირდება უჟანგავი ფოლადი დამცავი ოქსიდის ფენის ქვეშაც კი მისი მიკროსტრუქტურის, ზედაპირის ქიმიისა და სიგნალის დამუშავების რაოდენობრივი შეფასებით K-means კლასტერიზაციის გამოყენებით.დადგენილია, რომ კუნძულები, რომლებიც მდიდარია Fe3+-ით, მათ შორის მათი ოქტაედრული და ტეტრაედრული კოორდინაცია შერეული Fe2+/Fe3+ მთელი მახასიათებლის გასწვრივ, არის ცივი ნაგლინი ოქსიდის ფირის SDSS დაზიანებისა და კოროზიის წყარო.ნანოკუნძულები, სადაც დომინირებს Fe3+ იწვევს ცუდ კოროზიის წინააღმდეგობას, თუნდაც საკმარისი სტექიომეტრიული Cr2O3 პასიური ფენის არსებობის შემთხვევაში.კოროზიაზე ნანომასშტაბიანი ქიმიური ჰეტეროგენურობის ეფექტის განსაზღვრაში მეთოდოლოგიური მიღწევების გარდა, მიმდინარე სამუშაოები სავარაუდოდ შთააგონებს საინჟინრო პროცესებს ფოლადის დამზადების დროს უჟანგავი ფოლადების კოროზიის წინააღმდეგობის გასაუმჯობესებლად.
ამ კვლევაში გამოყენებული Ce-2507 SDSS ინგოტის მოსამზადებლად, შერეული კომპოზიცია, რომელშიც შედის Fe-C ძირითადი შენადნობი, დალუქული სუფთა რკინის მილით, დნება 150 კგ საშუალო სიხშირის ინდუქციურ ღუმელში გამდნარი ფოლადის წარმოებისთვის და გადაისხა ყალიბში.გაზომილი ქიმიური შემადგენლობები (wt%) ჩამოთვლილია დამატებით ცხრილში 2. ინგოტები ჯერ ცხელად იჭრება ბლოკებად.შემდეგ მას ადუღებდნენ 1050°C-ზე 60 წუთის განმავლობაში მყარი ხსნარის მდგომარეობაში ფოლადის მისაღებად და შემდეგ ჩაქრებოდნენ წყალში ოთახის ტემპერატურამდე.შესწავლილი ნიმუშები დეტალურად იქნა შესწავლილი TEM და DOE გამოყენებით ფაზების, მარცვლის ზომისა და მორფოლოგიის შესასწავლად.უფრო დეტალური ინფორმაცია ნიმუშებისა და წარმოების პროცესის შესახებ შეგიძლიათ იხილოთ სხვა წყაროებში6,7.
ცილინდრული ნიმუშები (φ10 მმ×15 მმ) ცხელი შეკუმშვისთვის დამუშავდა ისე, რომ ცილინდრის ღერძი პარალელურად ყოფილიყო ბლოკის დეფორმაციის მიმართულების.მაღალი ტემპერატურის შეკუმშვა განხორციელდა სხვადასხვა ტემპერატურაზე 1000-1150°C დიაპაზონში Gleeble-3800 თერმული სიმულატორის გამოყენებით მუდმივი დაძაბულობის სიჩქარით 0,01-10 s-1 დიაპაზონში.დეფორმაციამდე ნიმუშები თბებოდა 10 °C s-1 სიჩქარით 2 წუთის განმავლობაში შერჩეულ ტემპერატურაზე ტემპერატურის გრადიენტის აღმოსაფხვრელად.ტემპერატურული ერთგვაროვნების მიღწევის შემდეგ, ნიმუში დეფორმირებული იყო დაძაბულობის ნამდვილ მნიშვნელობამდე 0.7.დეფორმაციის შემდეგ ნიმუშები მაშინვე ჩაქრა წყლით დეფორმირებული სტრუქტურის შესანარჩუნებლად.შემდეგ გამაგრებული ნიმუში იჭრება შეკუმშვის მიმართულების პარალელურად.ამ კონკრეტული კვლევისთვის, ჩვენ ავირჩიეთ ეგზემპლარი 1050°C, 10 s-1 ცხელი დაძაბვის პირობებით, რადგან დაკვირვებული მიკროსიმტკიცე იყო სხვა ნიმუშებთან შედარებით7.
Ce-2507 მყარი ხსნარის მასიური (80 × 10 × 17 მმ3) ნიმუშები გამოიყენებოდა LG-300 სამფაზიან ასინქრონულ ორგლინიან წისქვილში საუკეთესო მექანიკური თვისებებით ყველა სხვა დეფორმაციის დონეს შორის6.დაჭიმვის სიჩქარე და სისქის შემცირება თითოეული ბილიკისთვის არის 0.2 m·s-1 და 5%, შესაბამისად.
Autolab PGSTAT128N ელექტროქიმიური სამუშაო სადგური გამოიყენებოდა SDSS ელექტროქიმიური გაზომვებისთვის სისქის 90%-ით შემცირების შემდეგ (1.0 ექვივალენტი ნამდვილი დაძაბვა) და 10 s-1-ზე 10 s-1 ნამდვილ დაძაბვამდე 0.7-მდე.სამუშაო სადგურს აქვს სამი ელექტროდის უჯრედი, რომელსაც აქვს გაჯერებული კალომელის ელექტროდი, როგორც საცნობარო ელექტროდი, გრაფიტის მრიცხველი ელექტროდი და SDSS ნიმუში, როგორც სამუშაო ელექტროდი.ნიმუშები დაჭრეს ცილინდრებში 11,3 მმ დიამეტრით, რომელთა გვერდებზე სპილენძის მავთულები იყო შედუღებული.ნიმუშები შემდეგ დაფიქსირდა ეპოქსიდით, რის შედეგადაც 1 სმ 2 სამუშაო ელექტროდი დარჩა (ცილინდრული ნიმუშის ქვედა მხარე).ფრთხილად იყავით ეპოქსიდის გამაგრებისას და შემდგომ ქვიშის და გაპრიალების დროს, რათა თავიდან აიცილოთ ბზარი.სამუშაო ზედაპირები დაფქვა და გაპრიალდა ალმასის გასაპრიალებელი სუსპენზიით ნაწილაკების ზომით 1 მკმ, გარეცხილი გამოხდილი წყლით და ეთანოლით და გაშრება ცივ ჰაერში.ელექტროქიმიურ გაზომვებამდე, გაპრიალებული ნიმუშები ჰაერში რამდენიმე დღის განმავლობაში იყო ბუნებრივი ოქსიდის ფილმის შესაქმნელად.FeCl3-ის წყალხსნარი (6.0 wt%), სტაბილიზირებული pH = 1.0 ± 0.01-მდე HCl-ით ASTM რეკომენდაციების მიხედვით, გამოიყენება უჟანგავი ფოლადის კოროზიის დასაჩქარებლად55, რადგან ის კოროზიულია ქლორიდის იონების არსებობისას ძლიერი ჟანგვის უნარით და დაბალი pH სტანდარტით2 სტანდარტით248.ჩაყარეთ ნიმუში სატესტო ხსნარში 1 საათის განმავლობაში, რათა მიაღწიოს სტაბილურ მდგომარეობას რაიმე გაზომვის გაკეთებამდე.მყარი ხსნარის, ცხელი ფორმირებული და ცივი ნაგლინი ნიმუშებისთვის, წინაღობის გაზომვები ჩატარდა ღია მიკროსქემის პოტენციალზე (OPC) 0.39, 0.33 და 0.25 ვ, შესაბამისად, სიხშირის დიაპაზონში 1 105-დან 0.1 ჰც-მდე ამპლიტუდით 5 მვ.ყველა ქიმიური ტესტი განმეორდა მინიმუმ 3-ჯერ იმავე პირობებში, რათა უზრუნველყოფილიყო მონაცემთა გამეორებადობა.
HE-SXRD გაზომვებისთვის, მართკუთხა დუპლექსის ფოლადის ბლოკები, ზომით 1 × 1 × 1,5 მმ3, გაზომილი იქნა ბროკჰაუსის მაღალენერგეტიკული ვიგლერის სხივის ფაზის შემადგენლობის რაოდენობრივად გასაზომად CLS, კანადა56.მონაცემთა შეგროვება განხორციელდა Debye-Scherrer გეომეტრიით ან გადაცემის გეომეტრიით ოთახის ტემპერატურაზე.LaB6 კალიბრატორით დაკალიბრებული რენტგენის ტალღის სიგრძეა 0,212561 Å, რაც შეესაბამება 58 კევ-ს, რაც ბევრად აღემატება Cu Kα-ს (8 კევ), რომელიც ჩვეულებრივ გამოიყენება როგორც ლაბორატორიული რენტგენის წყარო.ნიმუში მდებარეობდა დეტექტორიდან 740 მმ მანძილზე.თითოეული ნიმუშის გამოვლენის მოცულობა არის 0,2 × 0,3 × 1,5 მმ3, რაც განისაზღვრება სხივის ზომით და ნიმუშის სისქეზე.ყველა მონაცემი შეგროვდა Perkin Elmer-ის არეალის დეტექტორის, ბრტყელი პანელის რენტგენის დეტექტორის, 200 μm პიქსელი, 40×40 სმ2 გამოყენებით 0,3 წმ და 120 კადრის ექსპოზიციის დროის გამოყენებით.
ორი შერჩეული მოდელის სისტემის X-PEEM გაზომვები ჩატარდა Beamline MAXPEEM PEEM ბოლო სადგურზე MAX IV ლაბორატორიაში (ლუნდი, შვედეთი).ნიმუშები მომზადდა ისევე, როგორც ელექტროქიმიური გაზომვისთვის.მომზადებული ნიმუშები რამდენიმე დღის განმავლობაში ინახებოდა ჰაერში და გაუზირდა ულტრამაღალ ვაკუუმ კამერაში სინქროტრონის ფოტონებით დასხივებამდე.სხივის ხაზის ენერგიის რეზოლუცია მიიღეს აგზნების რეგიონში იონური მოსავლიანობის სპექტრის გაზომვით n 1 s- დან 1 \ (\ pi _g^ \ ast \) HV = 401 ev- ში N2- ში ახლოს, E3/2, 57. მიუწვდომელი სპექტრი მისცა Δe (სპექტრული ხაზის სიგანე) 0.3 EV- ში. მაშასადამე, სხივის ენერგიის გარჩევადობა შეფასებული იყო E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 და ნაკადი ≈1012 ph/s მოდიფიცირებული SX-700 მონოქრომატორის გამოყენებით Si 1200 ხაზოვანი მმ−1 ბადეებისთვის Fe 2p L2,3, 3,3, 3,3, 3, 3,3, 3,3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3,3, 3,3, 3,3 ზღვრული კიდეებისთვის, M4,5 ზღვარი. მაშასადამე, სხივის ენერგიის გარჩევადობა შეფასებული იყო E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 და ნაკადი ≈1012 ph/s მოდიფიცირებული SX-700 მონოქრომატორის გამოყენებით Si 1200 ხაზოვანი მმ−1 ბადე Fe 2p L3r2,3, L2.3 Cedge. M4.5 ზღვარი. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено како E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 და оток ≈1012 ф/с при использование модифицированного монохроматора Fee 2000 SX-700. ка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. ამრიგად, სხივის არხის ენერგეტიკული გარჩევადობა შეფასდა როგორც E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 და ნაკადი ≈1012 f/s მოდიფიცირებული SX-700 მონოქრომატორის გამოყენებით Si ბადე 1200 სტრიქონი/მმ Fedge 2p L2,3, L2, L2,3, Cr. 4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0.3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，通过光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 Ce 缘4,3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 ，0 为 为 ，线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边2p. M4.5 კმ.ამრიგად, მოდიფიცირებული SX-700 მონოქრომატორის გამოყენებისას 1200 ხაზის Si ბადეებით.3, Cr კიდე 2p L2.3, Ni კიდე 2p L2.3 და Ce კიდე M4.5.ფოტონის ენერგიის სკანირება 0,2 ევ ნაბიჯებით.თითოეულ ენერგიაზე, PEEM სურათები ჩაიწერა TVIPS F-216 ბოჭკოვანი CMOS დეტექტორის გამოყენებით 2 x 2 ბინებით, რომელიც უზრუნველყოფს 1024 × 1024 პიქსელის გარჩევადობას 20 μm ხედვის ველში.სურათების ექსპოზიციის დრო იყო 0.2 წმ, საშუალოდ 16 კადრი.ფოტოელექტრონის გამოსახულების ენერგია არჩეულია ისე, რომ უზრუნველყოს მაქსიმალური მეორადი ელექტრონული სიგნალი.ყველა გაზომვა ჩატარდა ნორმალურ სიხშირეზე ხაზოვანი პოლარიზებული ფოტონის სხივის გამოყენებით.გაზომვების შესახებ მეტი ინფორმაცია შეგიძლიათ იხილოთ წინა კვლევაში.ელექტრონის მთლიანი გამოყოფის (TEY) გამოვლენის რეჟიმის შესწავლის და მისი გამოყენების შემდეგ X-PEEM49, ამ მეთოდის საცდელი სიღრმე შეფასებულია დაახლოებით 4-5 ნმ Cr სიგნალისთვის და დაახლოებით 6 ნმ Fe-სთვის.Cr სიღრმე ძალიან ახლოს არის ოქსიდის ფირის სისქესთან (~4 ნმ)60,61, ხოლო Fe სიღრმე სისქეზე დიდია.Fe L-ის კიდეზე შეგროვებული XRD არის რკინის ოქსიდების XRD-ისა და მატრიციდან Fe0-ის ნაზავი.პირველ შემთხვევაში, გამოსხივებული ელექტრონების ინტენსივობა მოდის ყველა შესაძლო ტიპის ელექტრონიდან, რომლებიც ხელს უწყობენ TEY-ს.თუმცა, სუფთა რკინის სიგნალს ესაჭიროება უფრო მაღალი კინეტიკური ენერგია, რომ ელექტრონები ოქსიდის ფენით ზედაპირზე გადავიდნენ და ანალიზატორის მიერ შეგროვდეს.ამ შემთხვევაში, Fe0 სიგნალი ძირითადად განპირობებულია LVV Auger ელექტრონებით, ასევე მათ მიერ გამოსხივებული მეორადი ელექტრონებით.გარდა ამისა, ამ ელექტრონების მიერ შეტანილი TEY ინტენსივობა იშლება ელექტრონის გაქცევის გზაზე, რაც კიდევ უფრო ამცირებს Fe0 სპექტრულ რეაქციას რკინის XAS რუკაზე.
მონაცემთა მოპოვების ინტეგრირება მონაცემთა კუბში (X-PEEM მონაცემები) არის მნიშვნელოვანი ნაბიჯი შესაბამისი ინფორმაციის (ქიმიური ან ფიზიკური თვისებების) მოპოვებაში მრავალგანზომილებიანი მიდგომით.K-means კლასტერირება ფართოდ გამოიყენება რამდენიმე სფეროში, მათ შორის მანქანური ხედვა, გამოსახულების დამუშავება, შაბლონების უკონტროლო ამოცნობა, ხელოვნური ინტელექტი და კლასიფიკაციული ანალიზი.მაგალითად, K-means კლასტერირება კარგად მუშაობს ჰიპერსპექტრული გამოსახულების მონაცემების დაჯგუფებაში.პრინციპში, მრავალფუნქციური მონაცემებისთვის, K-means ალგორითმს შეუძლია ადვილად დააჯგუფოს ისინი მათი ატრიბუტების (ფოტონების ენერგიის თვისებების) შესახებ ინფორმაციის საფუძველზე.K-means კლასტერირება არის განმეორებითი ალგორითმი მონაცემების დაყოფისთვის K არა გადახურულ ჯგუფებად (კლასტერებად), სადაც თითოეული პიქსელი მიეკუთვნება კონკრეტულ კლასტერს, რაც დამოკიდებულია ქიმიური არაჰომოგენურობის სივრცულ განაწილებაზე ფოლადის მიკროსტრუქტურულ შემადგენლობაში.K-means ალგორითმი მოიცავს ორ ეტაპს: პირველ ეტაპზე გამოითვლება K ცენტროიდები, ხოლო მეორე ეტაპზე თითოეულ წერტილს ენიჭება კლასტერი მეზობელი ცენტროიდებით.კლასტერის სიმძიმის ცენტრი განისაზღვრება, როგორც მონაცემთა წერტილების საშუალო არითმეტიკული (XAS სპექტრი) ამ მტევნისთვის.არსებობს სხვადასხვა დისტანცია მეზობელი ცენტროიდების ევკლიდეს მანძილის განსაზღვრისთვის.px,y-ის შეყვანის გამოსახულებისთვის (სადაც x და y არის გარჩევადობა პიქსელებში), CK არის კლასტერის სიმძიმის ცენტრი;შემდეგ ეს სურათი შეიძლება დაიყოს (დაჯგუფდეს) K კლასტერებად K-means63-ის გამოყენებით.K-means კლასტერის ალგორითმის ბოლო საფეხურებია:
ნაბიჯი 2. გამოთვალეთ ყველა პიქსელის წევრობა მიმდინარე ცენტროიდის მიხედვით.მაგალითად, ის გამოითვლება ევკლიდური მანძილით d ცენტრსა და თითოეულ პიქსელს შორის:
ნაბიჯი 3 მიამაგრეთ თითოეული პიქსელი უახლოეს ცენტროიდს.შემდეგ ხელახლა გამოთვალეთ K ცენტროიდის პოზიციები შემდეგნაირად:
ნაბიჯი 4. გაიმეორეთ პროცესი (განტოლებები (7) და (8)) სანამ ცენტროიდები არ გადაიყრება.საბოლოო კლასტერიზაციის ხარისხის შედეგები მჭიდრო კავშირშია 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 გარჩევადობას) და λ ღერძი შეესაბამება ფოტონს.ენერგიის სპექტრული სურათი.K-means ალგორითმი გამოიყენება X-PEEM მონაცემებით დაინტერესებული რეგიონების შესასწავლად პიქსელების (კლასტერების ან ქვებლოკების) გამოყოფით მათი სპექტრული მახასიათებლების მიხედვით და საუკეთესო ცენტროიდების (XAS სპექტრალური პროფილების) ამოღებით თითოეული ანალიზისთვის.კასეტური).იგი გამოიყენება სივრცითი განაწილების, ადგილობრივი სპექტრული ცვლილებების, დაჟანგვის ქცევისა და ქიმიური მდგომარეობების შესასწავლად.მაგალითად, K-means კლასტერიზაციის ალგორითმი გამოიყენებოდა Fe L-Edge და Cr L-Edge რეგიონებისთვის ცხელ დამუშავებულ და ცივად ნაგლინ X-PEEM-ში.ოპტიმალური კლასტერებისა და ცენტროიდების საპოვნელად შემოწმდა K კლასტერების (მიკროსტრუქტურის რეგიონების) სხვადასხვა რაოდენობა.როდესაც ეს რიცხვები გამოჩნდება, პიქსელები გადანაწილდება შესაბამის კლასტერულ ცენტროიდებზე.თითოეული ფერის განაწილება შეესაბამება მტევნის ცენტრს, რომელიც აჩვენებს ქიმიური ან ფიზიკური ობიექტების სივრცით განლაგებას.ამოღებული ცენტროიდები არის სუფთა სპექტრების წრფივი კომბინაციები.
ამ კვლევის შედეგების დამადასტურებელი მონაცემები ხელმისაწვდომია WC-ის შესაბამისი ავტორის გონივრული მოთხოვნით.
Sieurin, H. & Sandström, R. შედუღებული დუპლექსის უჟანგავი ფოლადის მოტეხილობის სიმტკიცე. Sieurin, H. & Sandström, R. შედუღებული დუპლექსის უჟანგავი ფოლადის მოტეხილობის სიმტკიცე. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. შედუღებული დუპლექსის უჟანგავი ფოლადის მოტეხილობის 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. Sieurin, H. & Sandström, R. შედუღებული დუპლექსის უჟანგავი ფოლადების მოტეხილობის სიმტკიცე.ბრიტანეთი.ფრაქციული ნაწილი.ბეწვი.73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. ორგანული უჟანგავი ფოლადების კოროზიის წინააღმდეგობა შერჩეულ ორგანულ მჟავებსა და ორგანულ მჟავა/ქლორიდულ გარემოში. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. ორგანული უჟანგავი ფოლადების კოროზიის წინააღმდეგობა შერჩეულ ორგანულ მჟავებსა და ორგანულ მჟავა/ქლორიდულ გარემოში.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.და ვან დერ მერვე, ჯ. ორგანული უჟანგავი ფოლადების კოროზიის წინააღმდეგობა გარემოში ზოგიერთი ორგანული მჟავებით და ორგანული მჟავებით/ქლორიდებით. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, ჯ. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.და Van Der Merwe, J. ორგანული უჟანგავი ფოლადების კოროზიის წინააღმდეგობა ორგანული მჟავებისა და ორგანული მჟავების/ქლორიდების შერჩეულ გარემოში.კონსერვანტი.Materials Methods 57, 107-117 (2010).
ბარერა, ს. და სხვ.Fe-Al-Mn-C დუპლექსის შენადნობების კოროზიულ-ოქსიდაციური ქცევა.მასალები 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. ახალი თაობის სუპერ დუპლექსის ფოლადები აღჭურვილობის გაზისა და ნავთობის წარმოებისთვის. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. ახალი თაობის სუპერ დუპლექსის ფოლადები აღჭურვილობის გაზისა და ნავთობის წარმოებისთვის.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. ახალი თაობის სუპერ დუპლექსის ფოლადები ნავთობისა და გაზის წარმოების მოწყობილობებისთვის.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. ახალი თაობის სუპერ დუპლექსური ფოლადები გაზისა და ნავთობის წარმოების მოწყობილობებისთვის.ვებინარი E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. დუპლექსის უჟანგავი ფოლადის 2507 კლასის ცხელი დეფორმაციის ქცევის გამოკვლევა. მეტალი. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. დუპლექსის უჟანგავი ფოლადის 2507 კლასის ცხელი დეფორმაციის ქცევის გამოკვლევა. მეტალი. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. მეტალი. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. A Study of Hot Deformation Behavior of Type 2507 Duplex Stainless Steel.მეტალი. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究。Kingklang, S. და Utaisansuk, V. 2507 ტიპის დუპლექსის უჟანგავი ფოლადის ცხელი დეფორმაციის ქცევის გამოკვლევა.მეტალი.ალმა მატერი.ტრანსი.48, 95–108 (2017).
ჟოუ, ტ. და სხვ.კონტროლირებადი ცივი გლინვის ეფექტი ცერიუმით მოდიფიცირებული სუპერ დუპლექსის SAF 2507 უჟანგავი ფოლადის მიკროსტრუქტურასა და მექანიკურ თვისებებზე.ალმა მატერი.მეცნიერება.ბრიტანეთი.A 766, 138352 (2019).
ჟოუ, ტ. და სხვ.სტრუქტურული და მექანიკური თვისებები გამოწვეული ცერიუმით მოდიფიცირებული სუპერ-დუპლექს SAF 2507 უჟანგავი ფოლადის თერმული დეფორმაციით.J. Alma Mater.შენახვის ავზი.ტექნოლოგია.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. იშვიათი დედამიწის ელემენტების ეფექტი ავსტენიტური ფოლადის მაღალი ტემპერატურის ჟანგვის ქცევაზე. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. იშვიათი დედამიწის ელემენტების ეფექტი ავსტენიტური ფოლადის მაღალი ტემპერატურის ჟანგვის ქცევაზე.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. და Zheng K. იშვიათი დედამიწის ელემენტების გავლენა ავსტენიტური ფოლადის ქცევაზე მაღალი ტემპერატურის დაჟანგვის პირობებში. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. 稀土元素对奥氏体钢高温氧化行为的影响。 Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. და Zheng K. იშვიათი დედამიწის ელემენტების გავლენა ავსტენიტური ფოლადების ქცევაზე მაღალი ტემპერატურის დაჟანგვის დროს.კოროსი.მეცნიერება.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce-ს ეფექტი 27Cr-3.8Mo-2Ni სუპერფერიტული უჟანგავი ფოლადების მიკროსტრუქტურაზე და თვისებებზე. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce-ს ეფექტი 27Cr-3.8Mo-2Ni სუპერფერიტული უჟანგავი ფოლადების მიკროსტრუქტურაზე და თვისებებზე.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. and Sun S. Influence of Se on microstructure and თვისებები superferritic inox steels 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce-ის ეფექტი 27Cr-3.8Mo-2Ni სუპერ ფოლადის უჟანგავი ფოლადის მიკროსტრუქტურაზე და თვისებებზე. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. ეფექტი Ce on microstructure and თვისებები superferritic უჟანგავი ფოლადის 27Cr-3,8Mo-2Ni.რკინის ნიშანი.Steelmak 47, 67–76 (2020).