გმადლობთ, რომ ეწვიეთ Nature.com-ს. თქვენ იყენებთ ბრაუზერის ვერსიას შეზღუდული CSS მხარდაჭერით. საუკეთესო გამოცდილებისთვის გირჩევთ გამოიყენოთ განახლებული ბრაუზერი (ან გამორთოთ თავსებადობის რეჟიმი Internet Explorer-ში). გარდა ამისა, მუდმივი მხარდაჭერის უზრუნველსაყოფად, ჩვენ ვაჩვენებთ საიტს სტილებისა და JavaScript-ის გარეშე.
ერთდროულად სამი სლაიდის კარუსელის ჩვენება. ერთდროულად სამ სლაიდს შორის გადასაადგილებლად გამოიყენეთ „წინა“ და „შემდეგი“ ღილაკები, ან ერთდროულად სამ სლაიდს შორის გადასაადგილებლად გამოიყენეთ ბოლოში არსებული სლაიდერის ღილაკები.
ფართოდ გამოყენებული უჟანგავი ფოლადი და მისი ჭედური ვერსიები გარემო პირობებში კოროზიის მიმართ მდგრადია ქრომის ოქსიდისგან შემდგარი პასივაციის ფენის გამო. ფოლადის კოროზია და ეროზია, როგორც წესი, დაკავშირებულია ამ ფენების განადგურებასთან, მაგრამ იშვიათად ზედაპირული არაერთგვაროვნების გაჩენასთან, მიკროსკოპული დონიდან გამომდინარე. ამ ნაშრომში, ნანომასშტაბის ქიმიური ზედაპირის ჰეტეროგენულობა, რომელიც აღმოჩენილია სპექტროსკოპიული მიკროსკოპიით და ქემომეტრიული ანალიზით, მოულოდნელად დომინირებს ცივი ნაგლინი ცერიუმით მოდიფიცირებული სუპერდუპლექსური უჟანგავი ფოლადის 2507 (SDSS) მსხვრევასა და კოროზიაში მისი ცხელი დეფორმაციის დროს. მიუხედავად იმისა, რომ რენტგენის ფოტოელექტრონულმა მიკროსკოპიამ აჩვენა ბუნებრივი Cr2O3 ფენის შედარებით ერთგვაროვანი დაფარვა, ცივი ნაგლინი SDSS-ის პასივაციის მახასიათებლები ცუდი იყო Fe3+ მდიდარი ნანოკუნძულების ლოკალური განაწილების გამო Fe/Cr ოქსიდის ფენაზე. ატომური მასშტაბის ეს ცოდნა უზრუნველყოფს უჟანგავი ფოლადის კოროზიის ღრმა გაგებას და, სავარაუდოდ, ხელს შეუწყობს მსგავსი მაღალშენადნობი ლითონების კოროზიასთან ბრძოლას.
უჟანგავი ფოლადის გამოგონების შემდეგ, ფეროქრომის ანტიკოროზიული თვისებები მიეწერება ქრომს, რომელიც წარმოქმნის ძლიერ ოქსიდებს/ოქსიჰიდროქსიდებს და ავლენს პასივირებად ქცევას უმეტეს გარემოში. ჩვეულებრივ (აუსტენიტურ და ფერიტურ) უჟანგავ ფოლადებთან 1, 2, 3 შედარებით, სუპერდუპლექსურ უჟანგავ ფოლადებს (SDSS) აქვთ უკეთესი კოროზიისადმი მდგრადობა და შესანიშნავი მექანიკური თვისებები. 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, რითაც აფართოებს მის გამოყენებას დაბინძურების კონტროლში, ქიმიურ კონტეინერებსა და ნავთობისა და გაზის ოფშორულ ინდუსტრიაში4. თუმცა, თერმული დამუშავების ტემპერატურის ვიწრო დიაპაზონი და ცუდი ფორმირების უნარი ხელს უშლის მათ ფართო პრაქტიკულ გამოყენებას. ამიტომ, SDSS მოდიფიცირებულია ზემოთ აღნიშნული მახასიათებლების გასაუმჯობესებლად. მაგალითად, Ce მოდიფიკაცია შემოღებულ იქნა SDSS 2507-ში (Ce-2507) მაღალი აზოტის შემცველობით6,7,8. იშვიათმიწა ელემენტი (Ce) შესაბამისი კონცენტრაციით 0.08 წონითი% 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 (კრიოგენული, ცივი და ცხელი) შესანიშნავი მექანიკური თვისებების მისაღწევად6,7,8. თუმცა, ზედაპირზე თხელი ოქსიდური ფენის არსებობის გამო SDSS-ის შესანიშნავ კოროზიისადმი მდგრადობაზე გავლენას ახდენს მრავალი ფაქტორი, როგორიცაა თანდაყოლილი ჰეტეროგენულობა სხვადასხვა მარცვლოვანი საზღვრების მქონე ჰეტეროგენული ფაზების არსებობის გამო, არასასურველი ნალექები და განსხვავებული რეაქცია. აუსტენიტური და ფერიტული ფაზების დეფორმაციები7. ამიტომ, ასეთი ფენების მიკროსკოპული დომენის თვისებების შესწავლა ელექტრონული სტრუქტურის დონემდე გადამწყვეტი ხდება SDSS კოროზიის გასაგებად და მოითხოვს რთულ ექსპერიმენტულ ტექნიკას. ჯერჯერობით, ზედაპირულად მგრძნობიარე მეთოდები, როგორიცაა აგერის ელექტრონული სპექტროსკოპია11 და რენტგენის ფოტოელექტრონული სპექტროსკოპია12,13,14,15 და მყარი რენტგენის ფოტოემისიური მიკროსკოპია (HAX-PEEM)16, ზოგადად ვერ ახერხებენ ზედაპირულ ფენებში ქიმიური განსხვავებების აღმოჩენას. რამდენიმე ბოლოდროინდელმა კვლევამ დაადგინა ქრომის ლოკალიზებული დაჟანგვის კოროზიული თვისებების კოროზიისადმი კოროზიისადმი კოროზიისადმი ქცევასთან კოროზიისადმი კოროზიისადმი დამოკიდებულების კოროზიისადმი რამდენიმე ფაქტორზე ორიენტირება. თუმცა, ეს კვლევები ძირითადად ფოკუსირებულია Cr-ის ჰეტეროგენულობის (მაგ., Cr3+ დაჟანგვის მდგომარეობა) კოროზიისადმი მდგრადობაზე ზემოქმედებაზე. ელემენტების დაჟანგვის მდგომარეობების გვერდითი ჰეტეროგენულობა შეიძლება გამოწვეული იყოს ერთი და იგივე შემადგენელი ელემენტების შემცველი სხვადასხვა ნაერთებით, როგორიცაა რკინის ოქსიდები. ეს ნაერთები, რომლებმაც თერმომექანიკური დამუშავების შედეგად მცირე ზომა მიიღეს, ერთმანეთთან ახლოს არიან, მაგრამ განსხვავდებიან შემადგენლობით და დაჟანგვის მდგომარეობით 16,21. ამიტომ, ოქსიდური ფენების ბზარების და შემდგომი ორმოების აღმოსაჩენად, აუცილებელია ზედაპირული ჰეტეროგენულობის გაგება მიკროსკოპულ დონეზე. ამ მოთხოვნების მიუხედავად, რაოდენობრივი შეფასებები, როგორიცაა გვერდითი ჰეტეროგენულობა დაჟანგვის დროს, განსაკუთრებით Fe-სთვის ნანო- და ატომური მასშტაბით, ჯერ კიდევ არ არის შესწავლილი და მისი კორელაცია კოროზიისადმი მდგრადობასთან შეუსწავლელია. ბოლო დრომდე, ფოლადის ნიმუშებზე სხვადასხვა ელემენტების, როგორიცაა Fe და Ca22, ქიმიური მდგომარეობა რაოდენობრივად ხასიათდებოდა ნანომასშტაბიანი სინქროტრონული გამოსხივების დანადგარებში რბილი რენტგენის ფოტოელექტრონული მიკროსკოპიის (X-PEEM) გამოყენებით. ქიმიურად მგრძნობიარე რენტგენის შთანთქმის სპექტროსკოპიასთან (XAS) ერთად, X-PEEM საშუალებას იძლევა XAS გაზომვების მაღალი სივრცითი და სპექტრული გარჩევადობით, რაც უზრუნველყოფს ქიმიურ ინფორმაციას ელემენტების შემადგენლობისა და მათი ქიმიური მდგომარეობის შესახებ ოცდასამი ნანომეტრის მასშტაბის სივრცითი გარჩევადობით. დაწყების ეს სპექტრომიკროსკოპული დაკვირვება ხელს უწყობს ადგილობრივ ქიმიურ დაკვირვებებს და შეუძლია აჩვენოს რკინის ფენის სივრცეში ქიმიური ცვლილებები, რომლებიც აქამდე არ იყო გამოკვლეული.
ეს კვლევა აფართოებს PEEM-ის უპირატესობებს ნანომასშტაბიან ქიმიურ განსხვავებებზე და წარმოადგენს ატომური დონის ზედაპირის ანალიზის მეთოდს Ce-2507-ის კოროზიული ქცევის გასაგებად. იგი იყენებს კლასტერულ K-means24 ქიმიომეტრიულ მიდგომას ჩართული ელემენტების გლობალური ქიმიური (ჰეტერო)ჰომოგენურობის დასადგენად, რომელთა ქიმიური მდგომარეობები წარმოდგენილია სტატისტიკური წარმოდგენით. ტრადიციულ შემთხვევაში ქრომის ოქსიდის ფენის დანგრევით გამოწვეული კოროზიისგან განსხვავებით, ნაკლები პასივაცია და კოროზიისადმი დაბალი წინააღმდეგობა ამჟამად მიეწერება Fe/Cr ოქსიდის ფენის მახლობლად ლოკალიზებულ Fe3+-ით მდიდარ ნანოკუნძულებს, რაც შეიძლება დამცავი თვისებები იყოს. ოქსიდი ანადგურებს წერტილოვან ფენას და 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) წყალხსნარში ოთახის ტემპერატურაზე. შერჩეული ელექტროლიტი მოქმედებს როგორც ძლიერი დამჟანგავი აგენტი, რაც ახასიათებს პასივაციის ფენის დაშლის ტენდენციას. მიუხედავად იმისა, რომ მასალამ ოთახის ტემპერატურაზე სტაბილური ორმოები არ განიცადა, ანალიზმა შესაძლებელი გახადა უკმარისობის მოვლენების და შემდგომი კოროზიის შესახებ ინფორმაციის მოძიება. ელექტროქიმიური იმპედანსის სპექტროსკოპიის (EIS) სპექტრის მოსარგებად გამოყენებული იქნა ეკვივალენტური სქემა (ნახ. 1დ) და შესაბამისი მორგების შედეგები ნაჩვენებია ცხრილ 1-ში. არასრული ნახევარწრეები ჩნდება ხსნარში დამუშავებულ და ცხელ დამუშავებულ ნიმუშებში, ხოლო შეკუმშული ნახევარწრეები ჩნდება ცივად ნაგლინ ანალოგებში (ნახ. 1ბ). EIS სპექტროსკოპიაში ნახევარწრის რადიუსი შეიძლება ჩაითვალოს პოლარიზაციის წინააღმდეგობად (Rp)25,26. ცხრილში 1 მოცემული ხსნარით დამუშავებული ასაფრენი ბილიკის Rp დაახლოებით 135 kΩ სმ–2-ია, თუმცა, ცხლად დამუშავებული და ცივად ნაგლინი ასაფრენი ბილიკის მნიშვნელობები გაცილებით დაბალია, შესაბამისად, 34.7 და 2.1 kΩ სმ–2. Rp-ის ეს მნიშვნელოვანი შემცირება აჩვენებს პლასტიკური დეფორმაციის უარყოფით გავლენას პასივაციასა და კოროზიისადმი მდგრადობაზე, როგორც ეს ნაჩვენებია წინა ანგარიშებში27,28,29,30.
a ნაიკვისტი, b, c ბოდის წინაღობისა და ფაზის დიაგრამები და d შესაბამისი ეკვივალენტური წრედის მოდელები, სადაც RS არის ელექტროლიტის წინააღმდეგობა, Rp არის პოლარიზაციის წინააღმდეგობა და QCPE არის მუდმივი ფაზის ელემენტის ოქსიდი, რომელიც გამოიყენება არაიდეალური ტევადობის (n) მოდელირებისთვის. EIS გაზომვები ხორციელდება ღია წრედის პოტენციალზე.
ერთდროული მუდმივები ნაჩვენებია ბოდის დიაგრამაზე, მაღალი სიხშირის დიაპაზონში პლატოთი, რომელიც წარმოადგენს ელექტროლიტის წინააღმდეგობას RS26. სიხშირის შემცირებისას, წინაღობა იზრდება და უარყოფითი ფაზური კუთხე გვხვდება, რაც მიუთითებს ტევადობის დომინირებაზე. ფაზური კუთხე იზრდება, ინარჩუნებს მაქსიმუმს შედარებით ფართო სიხშირის დიაპაზონში და შემდეგ მცირდება (სურ. 1გ). თუმცა, სამივე შემთხვევაში, ეს მაქსიმუმი მაინც 90°-ზე ნაკლებია, რაც მიუთითებს არაიდეალურ ტევადურ ქცევაზე ტევადობის დისპერსიის გამო. ამრიგად, QCPE მუდმივი ფაზური ელემენტი (CPE) გამოიყენება ზედაპირული უხეშობის ან არაერთგვაროვნების შედეგად წარმოქმნილი ინტერფაზური ტევადობის განაწილების წარმოსადგენად, განსაკუთრებით ატომურ მასშტაბზე, ფრაქტალურ გეომეტრიაზე, ელექტროდის ფორიანობაზე, არაერთგვაროვან პოტენციალზე და ელექტროდების ფორმის გეომეტრიაზე31,32. CPE წინაღობა:
სადაც j არის წარმოსახვითი რიცხვი და ω არის კუთხური სიხშირე. QCPE არის სიხშირის დამოუკიდებელი მუდმივა, რომელიც პროპორციულია ელექტროლიტის ეფექტური ღია ფართობისა. n არის განზომილებების გარეშე სიმძლავრის რიცხვი, რომელიც აღწერს კონდენსატორის გადახრას იდეალური ტევადობიდან, ანუ რაც უფრო ახლოსაა n 1-თან, მით უფრო ახლოსაა CPE წმინდა ტევადობასთან, ხოლო თუ n ახლოსაა ნულთან, ის რეზისტენტული ჩანს. n-ის მცირე გადახრები, 1-თან ახლოს, მიუთითებს ზედაპირის არაიდეალურ ტევადობაზე პოლარიზაციის ტესტების შემდეგ. ცივი ნაგლინი SDSS-ის QCPE მნიშვნელოვნად მაღალია მის ანალოგებთან შედარებით, 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 შესანიშნავ კოროზიისადმი მდგრადობას ზედაპირზე პასივაციური დამცავი ოქსიდური ფენის არსებობის გამო17. ასეთი პასივაციური ფენები, როგორც წესი, მდიდარია Cr3+ ოქსიდებით და/ან ჰიდროქსიდებით, ძირითადად Fe2+-თან, Fe3+ ოქსიდებთან და/ან (ოქსი)ჰიდროქსიდებთან33 კომბინაციაში. ზედაპირის ერთნაირი ერთგვაროვნების, პასივაციური ოქსიდის ფენის და მიკროსკოპული გაზომვების მიხედვით ზედაპირული ბზარების არარსებობის მიუხედავად6,7, ცხელი და ცივი ნაგლინი SDSS-ის კოროზიისადმი ქცევა განსხვავებულია, ამიტომ ფოლადის დეფორმაციისთვის აუცილებელია მიკროსტრუქტურული მახასიათებლების სიღრმისეული შესწავლა.
დეფორმირებული უჟანგავი ფოლადის მიკროსტრუქტურა რაოდენობრივად შესწავლილი იქნა შინაგანი და სინქროტრონული მაღალი ენერგიის რენტგენის სხივების გამოყენებით (დამატებითი ნახაზი 1, 2). დეტალური ანალიზი მოცემულია დამატებით ინფორმაციაში. მიუხედავად იმისა, რომ ძირითადი ფაზის ტიპზე ზოგადი კონსენსუსი არსებობს, აღმოჩენილია განსხვავებები მოცულობითი ფაზის ფრაქციებში, რომლებიც ჩამოთვლილია დამატებით ცხრილში 1. ეს განსხვავებები შეიძლება გამოწვეული იყოს ზედაპირზე და მოცულობაში არაერთგვაროვანი ფაზის ფრაქციებით, რომლებზეც გავლენას ახდენს რენტგენის დიფრაქციის (XRD) აღმოჩენის სხვადასხვა სიღრმე. ) ინციდენტური ფოტონების სხვადასხვა ენერგიის წყაროებით34. ლაბორატორიული წყაროდან XRD-ით განსაზღვრულ ცივად ნაგლინ ნიმუშებში შედარებით მაღალი აუსტენიტის ფრაქციები მიუთითებს უკეთეს პასივაციაზე და შემდეგ უკეთეს კოროზიისადმი მდგრადობაზე35, ხოლო უფრო ზუსტი და სტატისტიკური შედეგები მიუთითებს ფაზის ფრაქციების საპირისპირო ტენდენციებზე. გარდა ამისა, ფოლადის კოროზიისადმი მდგრადობა ასევე დამოკიდებულია მარცვლის დახვეწილობის ხარისხზე, მარცვლის ზომის შემცირებაზე, მიკროდეფორმაციების ზრდაზე და დისლოკაციის სიმკვრივეზე, რომლებიც ხდება თერმომექანიკური დამუშავების დროს36,37,38. ცხელი დამუშავების ნიმუშებმა აჩვენა უფრო მარცვლოვანი ბუნება, რაც მიკრონის ზომის მარცვლებზე მიუთითებს, ხოლო ცივად ნაგლინ ნიმუშებში (დამატებითი სურ. 3) დაფიქსირებული გლუვი რგოლები წინა ნაშრომებში ნანოზომის მიმართ მარცვლების მნიშვნელოვან დახვეწაზე მიუთითებდა. ეს ხელს უნდა უწყობდეს პასიური ფენის ფორმირებას და კოროზიისადმი მდგრადობის ზრდას. დისლოკაციის უფრო მაღალი სიმკვრივე ჩვეულებრივ ასოცირდება ორმოების წარმოქმნისადმი დაბალ წინააღმდეგობასთან, რაც კარგად ემთხვევა ელექტროქიმიურ გაზომვებს.
ძირითადი ელემენტების მიკროდომენების ქიმიური მდგომარეობის ცვლილებები სისტემატურად იქნა შესწავლილი X-PEEM-ის გამოყენებით. მიუხედავად იმისა, რომ არსებობს მეტი შენადნობის ელემენტი, აქ შერჩეულია Cr, Fe, Ni და Ce39, რადგან Cr არის პასიური ფენის ფორმირების ძირითადი ელემენტი, Fe არის ფოლადის მთავარი ელემენტი, ხოლო Ni აძლიერებს პასივაციას და აბალანსებს ფერიტ-აუსტენიტურ ფაზას. სტრუქტურა და მოდიფიკაცია არის Ce-ს მიზანი. სინქროტრონული სხივის ენერგიის რეგულირებით, XAS-მა ზედაპირიდან აღბეჭდა Cr (L2.3 კიდე), Fe (L2.3 კიდე), Ni (L2.3 კიდე) და Ce (M4.5 კიდე) ძირითადი მახასიათებლები. -2507 SDSS. შესაბამისი მონაცემების ანალიზი ჩატარდა ენერგიის კალიბრაციის გამოქვეყნებულ მონაცემებთან ერთად (მაგ. XAS Fe L2-ზე, 3 ნეკნი40,41).
ნახ. 2-ზე ნაჩვენებია ცხელად დამუშავებული (ნახ. 2ა) და ცივად ნაგლინი (ნახ. 2დ) Ce-2507 SDSS-ის და შესაბამისი XAS Cr და Fe L2,3 კიდეების X-PEEM გამოსახულებები ინდივიდუალურად მონიშნულ პოზიციებზე. L2,3 XAS კიდე იკვლევს ელექტრონების დაუკავებელ 3d მდგომარეობებს ფოტოაგზნების შემდეგ 2p3/2 (L3 კიდე) და 2p1/2 (L2 კიდე) სპინ-ორბიტის გაყოფის დონეებზე. Cr-ის ვალენტური მდგომარეობის შესახებ ინფორმაცია მიღებულია ნახ. 2ბ,დ-ზე მოცემული L2,3 კიდის რენტგენის დიფრაქციული ანალიზიდან. ბმულების შედარება. 42, 43 აჩვენებს, რომ L3 კიდის მახლობლად დაფიქსირდა ოთხი პიკი A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV) და D (582.2 eV), რომლებიც ასახავს ოქტაედრულ Cr3+ იონებს, რომლებიც შეესაბამება Cr2O3-ს. ექსპერიმენტული სპექტრები ემთხვევა თეორიულ გამოთვლებს, როგორც ეს ნაჩვენებია b და e პანელებში, 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.
a) ცივად ნაგლინი SDSS-ის თერმული გამოსახულება, რომელიც შეესაბამება b Cr L2.3 კიდეს და c Fe L2.3 კიდეს, d) ცივად ნაგლინი SDSS-ის X-PEEM თერმული გამოსახულება, რომელიც შეესაბამება (e) მხარის e Cr L2.3 და f Fe L2.3 კიდეებს. თერმულ გამოსახულებებზე (a, d) ნარინჯისფერი წერტილოვანი ხაზებით (b) და (e)-ში მონიშნულ სხვადასხვა სივრცულ პოზიციებზე გამოსახული XAS სპექტრები წარმოადგენს Cr3+-ის სიმულირებულ XAS სპექტრებს 2.0 eV კრისტალური ველის მნიშვნელობით. X-PEEM გამოსახულებებისთვის გამოსახულების წაკითხვის გასაუმჯობესებლად გამოიყენება 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 იგივე დარჩა. დამატებითი ნახაზი. ნახ. 5-9-ზე ნაჩვენებია X-PEEM სურათები და შესაბამისი XAS სპექტრები Ni-სა და Ce-სთვის ცხლად დამუშავებული და ცივად ნაგლინი ნიმუშების ზედაპირზე სხვადასხვა პოზიციაზე. Ni XAS აჩვენებს Ni2+-ის დაჟანგვის მდგომარეობას ცხლად და ცივად ნაგლინი ნიმუშების მთელ გაზომილ ზედაპირზე (დამატებითი განხილვა). აღსანიშნავია, რომ ცხლად დამუშავებული ნიმუშების შემთხვევაში, Ce-ის XAS სიგნალი არ შეინიშნება, მაშინ როდესაც ცივად ნაგლინი ნიმუშების Ce3+-ის სპექტრი შეინიშნება ერთ წერტილში. ცივად ნაგლინ ნიმუშებში Ce ლაქების დაკვირვებამ აჩვენა, რომ Ce ძირითადად არსებობს ნალექების სახით.
თერმულად დეფორმირებული SDSS-ში, XAS-ში ლოკალური სტრუქტურული ცვლილება Fe L2.3 კიდზე არ დაფიქსირებულა (სურ. 2გ). თუმცა, როგორც ნაჩვენებია სურ. 2ვ-ზე, Fe მატრიცა მიკროსკოპულად ცვლის თავის ქიმიურ მდგომარეობას ცივად ნაგლინი SDSS-ის შვიდ შემთხვევით შერჩეულ წერტილში. გარდა ამისა, სურ. 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 XAS სპექტრები და Fe2+ ოქტაედრული ოქსიდები მოდელირებული იქნა მულტიპლეტური კრისტალური ველის გამოთვლების გამოყენებით 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+-ის კომბინაციები,47 და FeO45 მოქმედებს როგორც ფორმალური ორვალენტიანი Fe2+ ოქსიდი (3d6). α-Fe2O3-ში ყველა Fe3+ იონს მხოლოდ Oh პოზიციები აქვს, ხოლო γ-Fe2O3 ჩვეულებრივ გამოიხატება როგორც Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 სპინელი eg პოზიციებზე ვაკანსიებით. ამიტომ, γ-Fe2O3-ში Fe3+ იონებს აქვთ როგორც Td, ასევე Oh პოზიციები. როგორც წინა ნაშრომში აღინიშნა, 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 მხოლოდ Fe3+-ის არსებობის შესაძლებლობას ამ შემთხვევაში. Fe3O4-ის Fe2+ და Fe3+ კომბინაციებით გამოყენების შემთხვევის გათვალისწინებით, ცნობილია, რომ Fe-ს L3 კიდის სუსტი (ძლიერი) პირველი მახასიათებელი მიუთითებს უფრო მცირე (დიდ) შეუკავებლობაზე t2g მდგომარეობაში. ეს ეხება Fe2+-ს (Fe3+), რაც მიუთითებს პირველი ნიშნის ზრდაზე, რაც მიუთითებს Fe2+47 შემცველობის ზრდაზე. ეს შედეგები აჩვენებს, რომ კომპოზიტების ცივად ნაგლინ ზედაპირებზე ჭარბობს Fe2+ და γ-Fe2O3, α-Fe2O3 და/ან Fe3O4.
ნახ. 2d-ზე ნაჩვენებია (a, c) და (b, d) XAS სპექტრების გადიდებული ფოტოემისიური ელექტრონული თერმული გამოსახულებები Fe L2,3 კიდის გასწვრივ, შერჩეულ რეგიონებში 2 და E სხვადასხვა სივრცულ პოზიციებზე.
მიღებული ექსპერიმენტული მონაცემები (ნახ. 4ა და დამატებითი ნახ. 11) ასახული იქნა და შედარდა სუფთა ნაერთების 40, 41, 48 მონაცემებთან. ძირითადად, ექსპერიმენტულად დაკვირვებული Fe L-კიდის XAS სპექტრების სამი განსხვავებული ტიპი (XAS-1, XAS-2 და XAS-3: ნახ. 4ა) დაფიქსირდა სივრცით განსხვავებულ ადგილებში. კერძოდ, ნახ. 3ბ-ზე 2-a-ს მსგავსი სპექტრი (აღნიშნულია, როგორც XAS-1) დაფიქსირდა მთელ საინტერესო რეგიონში, შემდეგ 2-b სპექტრი (აღნიშნულია, როგორც XAS-2), ხოლო ნახ. 3დ-ზე E-3-ის მსგავსი სპექტრი (აღნიშნულია, როგორც XAS-3) დაფიქსირდა გარკვეულ ლოკალიზებულ ადგილებში. როგორც წესი, ზონდის ნიმუშში არსებული ვალენტური მდგომარეობების იდენტიფიცირებისთვის გამოიყენება ოთხი პარამეტრი: (1) L3 და L2 სპექტრული მახასიათებლები, (2) L3 და L2 მახასიათებლების ენერგეტიკული პოზიციები, (3) L3-L2 ენერგეტიკული სხვაობა, (4) L2 ინტენსივობის თანაფარდობა /L3. ვიზუალური დაკვირვების მიხედვით (სურ. 4ა), შესწავლილი SDSS-ის ზედაპირზე წარმოდგენილია Fe-ს სამივე კომპონენტი, კერძოდ, Fe0, Fe2+ და Fe3+. გამოთვლილი ინტენსივობის თანაფარდობა L2/L3 ასევე მიუთითებდა სამივე კომპონენტის არსებობაზე.
a დაკვირვებული სამი განსხვავებული ექსპერიმენტული მონაცემი (მყარი ხაზები XAS-1, XAS-2 და XAS-3 შეესაბამება 2-a, 2-b და E-3-ს ნახ. 2-სა და ნახ. 3-ში) შედარებულია სიმულირებულ XAS შედარების სპექტრებთან, ოქტაედრებთან Fe2+, Fe3+, კრისტალური ველის მნიშვნელობებთან შესაბამისად 1.0 eV და 1.5 eV, b–d გაზომილი ექსპერიმენტული მონაცემები (XAS-1, XAS-2, XAS-3) და შესაბამისი ოპტიმიზირებული LCF მონაცემებით (მყარი შავი ხაზი) ​​და XAS-3 სპექტრების შედარება Fe3O4 (Fe-ს შერეული მდგომარეობა) და Fe2O3 (სუფთა Fe3+) სტანდარტებთან.
რკინის ოქსიდის შემადგენლობის რაოდენობრივი განსაზღვრისთვის გამოყენებული იქნა სამი სტანდარტის წრფივი კომბინირებული (LCF) მორგება40,41,48. 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, ყველა მონაცემში დაფიქსირებული მცირე რაფისა და იმ ფაქტის გამო, რომ შავი ლითონი 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.სინამდვილეში, X-PEEM აფიქსირებს Fe (~6 ნმ)49 ოქსიდის ფენის მოსალოდნელ სისქეზე (4 ნმ-ზე ოდნავ მეტი) უფრო ღრმად, რაც საშუალებას იძლევა სიგნალების აღმოჩენის რკინის მატრიციდან (Fe0) პასივაციის ფენის ქვემოთ. დაკვირვებული ექსპერიმენტული მონაცემებისთვის საუკეთესო შესაძლო ამონახსნის მოსაძებნად ჩატარდა Fe2+ და Fe3+-ის სხვადასხვა კომბინაცია. ნახაზი 4b-ზე ნაჩვენებია Fe2+ და Fe3+-ის კომბინაცია XAS-1 სპექტრში, სადაც Fe2+ და Fe3+-ის პროპორციები ახლოსაა, დაახლოებით 45%, რაც მიუთითებს Fe-ს შერეულ დაჟანგვის მდგომარეობაზე. მაშინ როდესაც XAS-2 სპექტრისთვის Fe2+ და Fe3+-ის პროცენტული მაჩვენებელი შესაბამისად ~30% და 60% ხდება. Fe2+-ის შემცველობა უფრო დაბალია, ვიდრე Fe3+-ის. Fe2+-ისა და Fe3-ის 1:2 თანაფარდობა ნიშნავს, რომ Fe3O4 შეიძლება წარმოიქმნას Fe იონების იგივე თანაფარდობით. გარდა ამისა, XAS-3 სპექტრისთვის, Fe2+ და Fe3+-ის პროცენტული მაჩვენებლები შეიცვალა ~10%-მდე და 80%-მდე, 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, ნახ. 4e-ზე XAS-3 სპექტრები სხვადასხვა Fe3+ სტანდარტთან ერთად არის გამოსახული, რაც აჩვენებს მსგავსებას ორივე სტანდარტთან, როდესაც განიხილება პიკი B. თუმცა, მხრის ინტენსივობა (A: Fe2+-დან) და ინტენსივობის თანაფარდობა B/A მიუთითებს, რომ XAS-3-ის სპექტრი ახლოსაა, მაგრამ არ არის იგივე, რაც γ-Fe2O3-ის. მასიურ γ-Fe2O3-თან შედარებით, A SDSS პიკის Fe2p XAS ინტენსივობა ოდნავ მაღალია (ნახ. 4e), რაც მიუთითებს Fe2+-ის უფრო მაღალ ინტენსივობაზე. მიუხედავად იმისა, რომ XAS-3-ის სპექტრი γ-Fe2O3-ის სპექტრის მსგავსია, სადაც Fe3+ წარმოდგენილია როგორც Oh, ასევე Td პოზიციებში, სხვადასხვა ვალენტური მდგომარეობების იდენტიფიცირება და კოორდინაცია მხოლოდ L2,3 კიდით ან L2/L3 ინტენსივობის თანაფარდობით კვლავ პრობლემას წარმოადგენს. საბოლოო სპექტრში ჩართული სხვადასხვა ფაქტორების სირთულის გამო, ეს განხილვის განმეორებადი თემაა41.
ზემოთ აღწერილი შერჩეული საინტერესო რეგიონების ქიმიური მდგომარეობების სპექტრული დისკრიმინაციის გარდა, ძირითადი ელემენტების, Cr და Fe, გლობალური ქიმიური ჰეტეროგენულობა შეფასდა ნიმუშის ზედაპირზე მიღებული ყველა XAS სპექტრის კლასიფიკაციით K-means კლასტერიზაციის მეთოდის გამოყენებით. Cr L-ის კიდის პროფილები ისე იყო დაყენებული, რომ ნახ. 5-ზე ნაჩვენებ ცხელ და ცივად ნაგლინ ნიმუშებში სივრცით განაწილებული ორი ოპტიმალური კლასტერი წარმოქმნილიყო. ცხადია, რომ ლოკალური სტრუქტურული ცვლილებები არ დაფიქსირებულა, რადგან XAS Cr სპექტრების ორი ცენტროიდი ძალიან ჰგავს ერთმანეთს. ორი კლასტერის ეს სპექტრული ფორმები თითქმის იდენტურია Cr2O342-ის შესაბამისი ფორმებისა, რაც ნიშნავს, რომ Cr2O3 ფენები შედარებით ერთგვაროვნად არის განაწილებული SDSS-ზე.
K-საშუალო L-კიდის Cr რეგიონების კლასტერი, b შესაბამისი XAS ცენტროიდები. ცივი ნაგლინი SDSS-ის K-საშუალო X-PEEM შედარების შედეგები: Cr L2,3-ის K-საშუალო კიდის რეგიონების c კლასტერები და d შესაბამისი XAS ცენტროიდები.
უფრო რთული FeL კიდის რუკის საილუსტრაციოდ, ცხელი და ცივი ნაგლინი ნიმუშებისთვის გამოყენებულია ოთხი და ხუთი ოპტიმიზირებული კლასტერი და მათთან დაკავშირებული ცენტროიდები (სპექტრული განაწილება), შესაბამისად. ამიტომ, Fe2+ და Fe3+ პროცენტული მაჩვენებლის (%) მიღება შესაძლებელია ნახ. 4-ზე ნაჩვენები LCF-ის რეგულირებით. 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 \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), რაც შესაბამისად 0.440 და 0.036 ვოლტს შეადგენს. უფრო დაბალი პოტენციალის მქონე უბნებს Fe3+ ნაერთების უფრო მაღალი შემცველობა აქვთ. თერმულად დეფორმირებულ ნიმუშში პოტენციალის განაწილებას ფენოვანი ხასიათი აქვს, მაქსიმალური ცვლილებით დაახლოებით 0.119 ვოლტი (სურ. 6ა, ბ). ეს პოტენციალის განაწილება მჭიდრო კავშირშია ზედაპირის ტოპოგრაფიასთან (სურ. 6ა). ქვედა ფენოვან ინტერიერში სხვა პოზიციასთან დაკავშირებული ცვლილებები არ დაფიქსირებულა (სურ. 6ბ). პირიქით, ცივად ნაგლინ SDSS-ში Fe2+ და Fe3+ სხვადასხვა შემცველობის მქონე სხვადასხვა ოქსიდების კომბინაციისთვის, შეიძლება შეინიშნოს ფსევდოპოტენციალის არაერთგვაროვანი ბუნება (სურ. 6გ, დ). Fe3+ ოქსიდები და/ან (ოქსი)ჰიდროქსიდები ფოლადში კოროზიის ძირითადი კომპონენტებია და გამტარია ჟანგბადისა და წყლისთვის50. ამ შემთხვევაში, ჩანს, რომ Fe3+-ით მდიდარი კუნძულები ლოკალურად არის განაწილებული და შეიძლება ჩაითვალოს კოროზიის არეალებად. ამ შემთხვევაში, პოტენციური ველის გრადიენტი, პოტენციალის აბსოლუტური მნიშვნელობის ნაცვლად, შეიძლება ჩაითვალოს აქტიური კოროზიის რეგიონების ლოკალიზაციის ინდიკატორად51. ცივად ნაგლინი SDSS-ის ზედაპირზე Fe2+ და Fe3+-ის ეს არაერთგვაროვანი განაწილება შეიძლება ცვლიდეს ადგილობრივ ქიმიურ თვისებებს და უზრუნველყოფდეს უფრო ეფექტურ ზედაპირულ ფართობს ოქსიდური აპკის ბზარების და კოროზიის რეაქციებში, რითაც საშუალებას აძლევს ქვედა ლითონის მატრიცას უწყვეტი კოროზია, რაც იწვევს შიდა არაერთგვაროვნებას და ამცირებს პასივაციის ფენის დამცავ მახასიათებლებს.
a–c ცხელი დამუშავების X-PEEM და d–f ცივად ნაგლინი SDSS-ისთვის Fe L2,3 კიდის რეგიონების K-საშუალო კლასტერები და შესაბამისი XAS ცენტროიდები. a, d K-საშუალო კლასტერული დიაგრამა გადაფარებულია X-PEEM გამოსახულებაზე. ფსევდოელექტროდის სავარაუდო პოტენციალები (ეფსევდო) მითითებულია K-საშუალო კლასტერულ დიაგრამებთან ერთად. X-PEEM გამოსახულების სიკაშკაშე, როგორიცაა ფერი ნახ. 2-ში, პირდაპირპროპორციულია რენტგენის შთანთქმის ინტენსივობის.
შედარებით ერთგვაროვანი Cr, მაგრამ Fe-ს განსხვავებული ქიმიური მდგომარეობა იწვევს ოქსიდური ფენის ბზარების და კოროზიის სხვადასხვა წარმოშობას ცხელ და ცივად ნაგლინ Ce-2507-ში. ცივად ნაგლინი Ce-2507-ის ეს თვისება კარგად არის ცნობილი. ატმოსფერულ ჰაერში Fe-ს ოქსიდებისა და ჰიდროქსიდების წარმოქმნასთან დაკავშირებით, ამ ნაშრომში შემდეგი რეაქციები დახურულია, როგორც ნეიტრალური რეაქციები:
X-PEEM-ის გაზომვის საფუძველზე, ზემოთ აღნიშნული რეაქცია შემდეგ შემთხვევებში მოხდა. Fe0-ს შესაბამისი პატარა მხარი დაკავშირებულია ქვედა მეტალურ რკინასთან. მეტალური Fe-ს რეაქცია გარემოსთან იწვევს Fe(OH)2 ფენის წარმოქმნას (განტოლება (5)), რომელიც აძლიერებს Fe2+ სიგნალს Fe-ს L კიდის XAS-ში. ჰაერზე ხანგრძლივი ზემოქმედება გამოიწვევს Fe3O4 და/ან Fe2O3 ოქსიდების წარმოქმნას Fe(OH)252,53-ის შემდეგ. სტაბილური Fe-ს ორი ტიპი, Fe3O4 და Fe2O3, ასევე შეიძლება წარმოიქმნას Cr3+-ით მდიდარ დამცავ ფენაში, სადაც Fe3O4 უპირატესობას ანიჭებს ერთგვაროვან და შეკრულ სტრუქტურას. ორივეს არსებობა იწვევს შერეულ დაჟანგვის მდგომარეობებს (XAS-1 სპექტრი). XAS-2 სპექტრი ძირითადად შეესაბამება Fe3O4-ს. მაშინ როდესაც რამდენიმე პოზიციაზე დაკვირვებული XAS-3 სპექტრები მიუთითებს სრულ გარდაქმნაზე γ-Fe2O3-ად. რადგან შეუფუთავი რენტგენის სხივების შეღწევადობის სიღრმე დაახლოებით 50 ნმ-ია, ქვედა ფენიდან წამოსული სიგნალი A პიკის უფრო მაღალ ინტენსივობას იწვევს.
რენტგენის დიფრაქციის სპექტრი აჩვენებს, რომ ოქსიდის ფენაში Fe კომპონენტს აქვს ფენოვანი სტრუქტურა, რომელიც შერწყმულია Cr ოქსიდის ფენასთან. Cr2O317-ის ლოკალური არაერთგვაროვნებით გამოწვეული კოროზიის პასივაციის მახასიათებლისგან განსხვავებით, ამ კვლევაში Cr2O3-ის ერთგვაროვანი ფენის მიუხედავად, ამ შემთხვევაში დაფიქსირდა დაბალი კოროზიისადმი მდგრადობა, განსაკუთრებით ცივი ნაგლინი ნიმუშებისთვის. დაკვირვებული ქცევა შეიძლება გავიგოთ, როგორც ზედა ფენის (Fe) ქიმიური დაჟანგვის მდგომარეობის ჰეტეროგენულობა, რაც გავლენას ახდენს კოროზიის მახასიათებლებზე. ლითონის ან ჟანგბადის იონების ნელი გადაცემა ბადეში ზედა (Fe ოქსიდი) და ქვედა ფენების (Cr ოქსიდი) იგივე სტექიომეტრიის გამო52,53 იწვევს მათ შორის უკეთეს ურთიერთქმედებას (ადჰეზიას). ეს, თავის მხრივ, აუმჯობესებს კოროზიისადმი მდგრადობას. ამიტომ, უწყვეტი სტექიომეტრია, ანუ Fe-ს ერთი დაჟანგვის მდგომარეობა, სასურველია მკვეთრი სტექიომეტრიული ცვლილებების მიმართ. თერმულად დეფორმირებული SDSS-ს აქვს უფრო ერთგვაროვანი ზედაპირი და უფრო მკვრივი დამცავი ფენა, რაც უზრუნველყოფს უკეთეს კოროზიისადმი მდგრადობას. თუმცა, ცივად ნაგლინი SDSS-ის შემთხვევაში, დამცავი ფენის ქვეშ Fe3+-ით მდიდარი კუნძულების არსებობა არღვევს ზედაპირის მთლიანობას და იწვევს ახლომდებარე სუბსტრატის გალვანურ კოროზიას, რაც იწვევს EIS სპექტრებში Rp-ის (ცხრილი 1) და მისი კოროზიისადმი მდგრადობის შემცირებას. ამრიგად, პლასტიკური დეფორმაციის გამო Fe3+-ით მდიდარი ადგილობრივად გავრცელებული კუნძულები ძირითადად გავლენას ახდენენ კოროზიისადმი მდგრადობის მაჩვენებლებზე, რაც ამ ნაშრომში გარღვევას წარმოადგენს. ამიტომ, ეს კვლევა წარმოადგენს შესწავლილი SDSS ნიმუშების პლასტიკური დეფორმაციის გამო კოროზიისადმი მდგრადობის შემცირების სპექტრომიკროგრაფიებს.
გარდა ამისა, მიუხედავად იმისა, რომ ორფაზიან ფოლადებში იშვიათმიწა შენადნობები უკეთეს შედეგს იძლევა, ამ დამატებული ელემენტის ურთიერთქმედება ცალკეულ ფოლადის მატრიცასთან კოროზიისადმი ქცევის თვალსაზრისით სპექტროსკოპიული მიკროსკოპიული დაკვირვებების საფუძველზე კვლავ გაურკვეველი რჩება. Ce სიგნალი (XAS M-კიდის გასწვრივ) ცივი გლინვის დროს მხოლოდ რამდენიმე პოზიციაზე ჩნდება, მაგრამ ქრება SDSS-ის ცხელი დეფორმაციის დროს, რაც მიუთითებს Ce-ის ლოკალურ დალექვაზე ფოლადის მატრიცაში ერთგვაროვანი შენადნობის ნაცვლად. მიუხედავად იმისა, რომ SDSS-ის მექანიკური თვისებები არ გაუმჯობესებულა6,7, REE-ს არსებობა ამცირებს ჩანართების ზომას და ითვლება, რომ თრგუნავს ორმოების წარმოქმნას საწყის წერტილში54.
დასკვნის სახით, ეს ნაშრომი ავლენს ზედაპირის ჰეტეროგენულობის გავლენას ცერიუმით მოდიფიცირებული 2507 SDSS-ის კოროზიაზე ნანომასშტაბიანი კომპონენტების ქიმიური შემცველობის რაოდენობრივი განსაზღვრით. კითხვაზე, თუ რატომ კოროდირდება უჟანგავი ფოლადი დამცავი ოქსიდის ფენით დაფარულიც კი, ჩვენ ვუპასუხეთ მიკროსტრუქტურის, ზედაპირის მახასიათებლების ქიმიური მდგომარეობისა და სიგნალის დამუშავების რაოდენობრივი შესწავლით K-საშუალო კლასტერიზაციის გამოყენებით. დადგინდა, რომ Fe3+-ით მდიდარი კუნძულები, მათ შორის მათი ოქტაედრული და ტეტრაედრული კოორდინაცია შერეული Fe2+/Fe3+-ის სტრუქტურაში, წარმოადგენს ოქსიდური ფენის განადგურების წყაროს და ცივი ნაგლინი SDSS-ის კოროზიის წყაროს. Fe3+-ით დომინირებული ნანოკუნძულები იწვევს კოროზიის დაბალ წინააღმდეგობას, თუნდაც საკმარისი სტოქიომეტრიული Cr2O3 პასივაციური ფენის არსებობის შემთხვევაში. ნანომასშტაბიანი ქიმიური ჰეტეროგენულობის კოროზიაზე გავლენის განსაზღვრაში მიღწეული მეთოდოლოგიური მიღწევების გარდა, მოსალოდნელია, რომ ამჟამინდელი ნაშრომი შთააგონებს საინჟინრო პროცესებს, რათა გაუმჯობესდეს უჟანგავი ფოლადების კოროზიის წინააღმდეგობა ფოლადის წარმოების დროს.
ამ კვლევაში გამოყენებული Ce-2507 SDSS ზოდების მოსამზადებლად, შერეული კომპონენტები, მათ შორის სუფთა რკინის მილებით დალუქული Fe-Ce მთავარი შენადნობი, გადნობა 150 კგ საშუალო სიხშირის ინდუქციურ ღუმელში გამდნარი ფოლადის მისაღებად და ჩამოსხმის ყალიბებში ჩასხმა. გაზომილი ქიმიური შემადგენლობა (წონითი %) მოცემულია დამატებით ცხრილში 2. ზოდი თავდაპირველად ცხელი მეთოდით ყალიბდება ბლოკებად. შემდეგ ფოლადი გახურდა 1050°C ტემპერატურაზე 60 წუთის განმავლობაში მყარ ხსნარამდე, შემდეგ კი წყალში ოთახის ტემპერატურამდე გაქრა. შესწავლილი ნიმუშები დეტალურად იქნა შესწავლილი TEM და DOE-ს გამოყენებით ფაზების, მარცვლის ზომისა და მორფოლოგიის შესასწავლად. ნიმუშებისა და წარმოების პროცესის შესახებ უფრო დეტალური ინფორმაცია შეგიძლიათ იხილოთ სხვა წყაროებში6,7.
ცილინდრული ნიმუშების (φ10 მმ × 15 მმ) დამუშავება ცხელი დაწნეხვისთვის, ცილინდრის ღერძით ბლოკის დეფორმაციის მიმართულების პარალელურად. მაღალტემპერატურული შეკუმშვა განხორციელდა მუდმივი დეფორმაციის სიჩქარით 0.01-10 წმ დიაპაზონში, სხვადასხვა ტემპერატურაზე 1000-1150°C დიაპაზონში, Gleeble-3800 თერმული სიმულატორის გამოყენებით. დეფორმაციამდე, ნიმუშები გაცხელდა შერჩეულ ტემპერატურაზე 10°C წმ სიჩქარით 2 წუთის განმავლობაში ტემპერატურის გრადიენტის აღმოსაფხვრელად. ტემპერატურის ერთგვაროვნების მიღწევის შემდეგ, ნიმუშები დეფორმირებული იქნა ნამდვილი დეფორმაციის მნიშვნელობამდე 0.7. დეფორმაციის შემდეგ, იგი დაუყოვნებლივ ქრებოდა წყლით დეფორმირებული სტრუქტურის შესანარჩუნებლად. შემდეგ გამაგრებული ნიმუშები დაიჭრა შეკუმშვის მიმართულების პარალელურად. ამ კონკრეტული კვლევისთვის, ჩვენ შევარჩიეთ ნიმუში, რომელიც თერმულად დეფორმირებული იყო 1050°C-ზე, 10 წმ-1 ტემპერატურაზე, სხვა ნიმუშებთან შედარებით უფრო მაღალი დაფიქსირებული მიკროსიმაგრის გამო7.
Ce-2507 მყარი ხსნარის მოცულობითი (80 × 10 × 17 მმ3) ნიმუშები გამოსცადეს სამფაზიან ასინქრონულ ორრულალიან დეფორმაციულ მანქანაზე LG-300, რომელმაც უზრუნველყო საუკეთესო მექანიკური თვისებები ყველა სხვა დეფორმაციის კლასს შორის6. დეფორმაციის სიჩქარე და სისქის შემცირება თითოეული ბილიკისთვის შესაბამისად 0.2 მ·წმ-1 და 5% იყო.
SDSS-ის ელექტროქიმიური გაზომვისთვის გამოყენებული იქნა Autolab PGSTAT128N ელექტროქიმიური სამუშაო სადგური, ცივი გლინვის შემდეგ სისქის 90%-ით შემცირებამდე (1.0 ექვივალენტური ნამდვილი დეფორმაცია) და ცხელი დაწნეხვის შემდეგ 0.7 ნამდვილი დეფორმაციამდე 1050 oC და 10 s-1 ტემპერატურაზე. 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 შედუღდა სპილენძის მავთულები. შემდეგ ნიმუშს ჩაასხეს ეპოქსიდური ფისი, რის შედეგადაც სამუშაო ელექტროდის სახით დარჩა 1 სმ2 სამუშაო თავისუფალი ფართობი (ცილინდრული ნიმუშის ქვედა ზედაპირი). სიფრთხილე გამოიჩინეთ ეპოქსიდის გამყარებისას და შემდგომი დამუშავებისა და გაპრიალების დროს, რათა თავიდან აიცილოთ ბზარების გაჩენა. სამუშაო ზედაპირი იფარება და გაპრიალებულია 1 მიკრონის ნაწილაკების ზომის ალმასის გასაპრიალებელი სუსპენზიით, იწმინდება გამოხდილი წყლით და ეთანოლით და იშლება ცივ ჰაერზე. ელექტროქიმიურ გაზომვებამდე, გაპრიალებული ნიმუშები რამდენიმე დღის განმავლობაში ჰაერზე იყო განთავსებული ბუნებრივი ოქსიდის აპკის წარმოსაქმნელად. უჟანგავი ფოლადის55 კოროზიის დასაჩქარებლად გამოყენებულია FeCl3-ის (6.0 წონითი%) წყალხსნარი, რომელიც სტაბილიზირებულია HCl-ით pH = 1.0 ± 0.01-მდე, რადგან ის გვხვდება აგრესიულ გარემოში, სადაც ქლორიდის იონები წარმოდგენილია ძლიერი დაჟანგვის უნარით და დაბალი pH-ით, როგორც ეს ASTM-ის მიერ არის მითითებული. შემოთავაზებული სტანდარტებია G48 და A923. ნიმუშები ჩაეფლო სატესტო ხსნარში 1 საათის განმავლობაში, სანამ რაიმე გაზომვას განახორციელებდნენ, რათა მიეღწიათ სტაციონარულ მდგომარეობამდე. მყარი ხსნარის, ცხელი დამუშავების და ცივი ნაგლინი ნიმუშებისთვის, წინაღობის გაზომვის სიხშირის დიაპაზონი იყო 1 × 105 ~ 0.1 ჰც, ხოლო ღია წრედის პოტენციალი (OPS) იყო 5 მვ, რაც შესაბამისად 0.39, 0.33 და 0.25 VSCE იყო. ნებისმიერი ნიმუშის თითოეული ელექტროქიმიური ტესტი განმეორდა მინიმუმ სამჯერ იმავე პირობებში, მონაცემების რეპროდუცირებადობის უზრუნველსაყოფად.
HE-SXRD გაზომვებისთვის, 1 × 1 × 1.5 მმ3 მართკუთხა დუპლექსური ფოლადის ბლოკები გაიზომა მაღალი ენერგიის ბროკჰაუსის ვიგლერის ხაზზე CLS-ში, კანადა, ფაზის შემადგენლობის რაოდენობრივი განსაზღვრის მიზნით56. მონაცემების შეგროვება განხორციელდა ოთახის ტემპერატურაზე დები-შერერის გეომეტრიაში ან ტრანსპორტის გეომეტრიაში. LaB6 კალიბრანტით დაკალიბრებული რენტგენის სხივების 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 მოთავსებულია დეტექტორიდან 740 მმ მანძილზე. თითოეული ნიმუშის აღმოჩენის მოცულობაა 0.2 × 0.3 × 1.5 მმ3, რაც განისაზღვრება სხივის ზომით და ნიმუშის სისქით. თითოეული ეს მონაცემი შეგროვდა Perkin Elmer-ის ფართობის დეტექტორის, ბრტყელპანელიანი რენტგენის დეტექტორის, 200 µm პიქსელის, 40 × 40 სმ2-ის გამოყენებით, 0.3 წამის ექსპოზიციის დროისა და 120 კადრის გამოყენებით.
ორი შერჩეული მოდელის სისტემის X-PEEM გაზომვები ჩატარდა Beamline MAXPEEM ხაზის PEEM ბოლო 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 ენერგეტიკული გარჩევადობა მიიღება იონური გამომავალი სპექტრის გაზომვით N 1 s-დან 1\(\pi _g^ \ast\)-მდე აგზნების რეგიონიდან hv = 401 eV-ით N2-ში და ფოტონის ენერგიის დამოკიდებულებით E3/2.57-ზე. სპექტრულმა მორგებამ მოგვცა ΔE (სპექტრული ხაზის სიგანე) ~0.3 eV გაზომილი 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 通返0 通过0单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边C缹缘因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0.3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S 逹0 过单色器 和 SI 1200 线 მმ-1 光栅 于 Fe 2P 2P 2P L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 蒌4 M.ამგვარად, მოდიფიცირებული SX-700 მონოქრომატორისა და 1200 ხაზოვანი Si ბადის 3 გამოყენებისას, Cr კიდე 2p L2.3, Ni კიდე 2p L2.3 და Ce კიდე M4.5.ფოტონის ენერგიის გაფართოება 0.2 eV საფეხურებით. თითოეული ენერგიისთვის, PEEM გამოსახულებები ჩაიწერა TVIPS F-216 CMOS დეტექტორის გამოყენებით 2 x 2 ბინინგის ბოჭკოვანი ოპტიკური შეერთებით, რაც უზრუნველყოფს 1024 × 1024 პიქსელს 20 µm ხედვის არეალში. გამოსახულებების ექსპოზიციის დროა 0.2 წამი, საშუალოდ 16 კადრი. ფოტოელექტრონული გამოსახულების ენერგია შერჩეულია ისე, რომ უზრუნველყოს მაქსიმალური მეორადი ელექტრონული სიგნალი. ყველა გაზომვა ხორციელდება წრფივად პოლარიზებული ფოტონის სხივის ნორმალური დაცემისას. გაზომვების შესახებ დამატებითი ინფორმაციისთვის იხილეთ წინა კვლევა58. ელექტრონული სრული გამოსავლის (TEY)59 აღმოჩენის რეჟიმის და მისი X-PEEM-ში გამოყენების შესწავლის შემდეგ, ამ მეთოდის აღმოჩენის სიღრმე შეფასებულია ~4–5 ნმ-ით Cr სიგნალისთვის და ~6 ნმ-ით Fe სიგნალისთვის. Cr სიღრმე ძალიან ახლოსაა ოქსიდის ფენის სისქესთან (~4 ნმ)60,61, ხოლო Fe სიღრმე უფრო დიდია, ვიდრე ოქსიდის ფენის სისქე. FeL-ის კიდესთან შეგროვებული XAS წარმოადგენს რკინის ოქსიდის XAS-ისა და მატრიციდან აღებული FeO2-ის ნაზავს. პირველ შემთხვევაში, გამოსხივებული ელექტრონების ინტენსივობა განპირობებულია TEY-ში მონაწილე ყველა შესაძლო ტიპის ელექტრონით. თუმცა, სუფთა რკინის სიგნალს უფრო მაღალი კინეტიკური ენერგია სჭირდება, რათა ელექტრონებმა გაიარონ ოქსიდის ფენა, მიაღწიონ ზედაპირს და ანალიზატორის მიერ შეგროვდნენ. ამ შემთხვევაში, Fe0 სიგნალი ძირითადად განპირობებულია LVV აუგერის ელექტრონებით და მათ მიერ გამოსხივებული მეორადი ელექტრონებით. გარდა ამისა, ამ ელექტრონების მიერ შეტანილი TEY ინტენსივობა იშლება ელექტრონის გაქცევის გზის დროს49, რაც კიდევ უფრო ამცირებს Fe0-ის სპექტრულ ხელმოწერას რკინის XAS რუკაზე.
მონაცემთა მოპოვების მონაცემთა კუბებში (X-PEEM მონაცემები) ინტეგრირება მნიშვნელოვანი ნაბიჯია შესაბამისი ინფორმაციის (ქიმიური ან ფიზიკური თვისებების) მრავალგანზომილებიანი გზით მოპოვებისთვის. K-საშუალო კლასტერიზაცია ფართოდ გამოიყენება რამდენიმე სფეროში, მათ შორის მანქანურ ხედვაში, გამოსახულების დამუშავებაში, უკონტროლო შაბლონების ამოცნობაში, ხელოვნურ ინტელექტსა და კლასიფიკატორულ ანალიზში24. მაგალითად, K-საშუალო კლასტერიზაცია კარგად გამოიყენება ჰიპერსპექტრული გამოსახულების მონაცემების კლასტერიზაციისთვის62. პრინციპში, მრავალობიექტიანი მონაცემებისთვის, K-საშუალო ალგორითმს შეუძლია მათი მარტივად დაჯგუფება მათი ატრიბუტების (ფოტონის ენერგიის მახასიათებლების) შესახებ ინფორმაციის მიხედვით. K-საშუალო კლასტერიზაცია არის განმეორებითი ალგორითმი მონაცემების K არაგადამფარავ ჯგუფებად (კლასტერებად) დაყოფისთვის, სადაც თითოეული პიქსელი მიეკუთვნება კონკრეტულ კლასტერს, რაც დამოკიდებულია ფოლადის მიკროსტრუქტურულ შემადგენლობაში ქიმიური არაერთგვაროვნების სივრცულ განაწილებაზე. K-საშუალო ალგორითმი შედგება ორი ეტაპისგან: პირველი ნაბიჯი ითვლის K ცენტროიდებს, ხოლო მეორე ნაბიჯი თითოეულ წერტილს ანიჭებს კლასტერს მეზობელი ცენტროიდებით. კლასტერის სიმძიმის ცენტრი განისაზღვრება, როგორც ამ კლასტერის მონაცემთა წერტილების (XAS სპექტრები) არითმეტიკული საშუალო. არსებობს სხვადასხვა მანძილები, რათა მეზობელი ცენტროიდები ევკლიდურ მანძილებად განისაზღვროს. px, y შეყვანის სურათისთვის (x და y არის გარჩევადობა პიქსელებში), CK არის კლასტერის სიმძიმის ცენტრი; ეს სურათი შემდეგ შეიძლება დაიყოს (დაჯგუფდეს) K კლასტერად K-means63-ის გამოყენებით. K-means კლასტერიზაციის ალგორითმის ბოლო ნაბიჯებია:
ნაბიჯი 2. გამოთვალეთ ყველა პიქსელის მიკუთვნებულობის ხარისხი 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. კლასტერის ხარისხის საბოლოო შედეგები მაღალ კორელაციაშია საწყისი ცენტროიდების ოპტიმალურ არჩევანთან63. 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 ფოტონების ენერგიის სპექტრულ რეჟიმს. K-საშუალო ალგორითმი გამოყენებული იქნა X-PEEM მონაცემებში საინტერესო რეგიონების შესასწავლად, პიქსელების (კლასტერების ან ქვებლოკების) გამოყოფით მათი სპექტრული მახასიათებლების მიხედვით და თითოეული ანალიტისთვის (კლასტერისთვის) საუკეთესო ცენტროიდის (XAS სპექტრული მრუდი) ამოღებით. ის გამოიყენება სივრცითი განაწილების, ლოკალური სპექტრული ცვლილებების, დაჟანგვის ქცევის და ქიმიური მდგომარეობის შესასწავლად. მაგალითად, K-საშუალო კლასტერიზაციის ალგორითმი გამოყენებული იქნა Fe L-კიდის და Cr L-კიდის რეგიონებისთვის ცხელ და ცივად ნაგლინ X-PEEM-ში. საუკეთესო კლასტერებისა და ცენტროიდების მოსაძებნად სხვადასხვა რაოდენობის K-კლასტერები (მიკროსტრუქტურული რეგიონები) გამოიცადა. გრაფიკის ჩვენებისას პიქსელები სწორ კლასტერულ ცენტროიდებს ენიჭება. თითოეული ფერის განაწილება შეესაბამება კლასტერის ცენტრს, რაც ქიმიური ან ფიზიკური ობიექტების სივრცულ განლაგებას აჩვენებს. ამოღებული ცენტროიდები სუფთა სპექტრების წრფივი კომბინაციებია.
ამ კვლევის შედეგების დამადასტურებელი მონაცემები ხელმისაწვდომია შესაბამისი WC ავტორისგან 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.პროექტი. ფრაქტალი. 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, J. 双相不锈钢在选定有机酸和有机酸/氯化物环境不 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相უჟანგავი ფოლადი在特定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 ზოგიერთი ორგანული მჟავისა და ორგანული მჟავების/ქლორიდების შემცველ გარემოში.ანტიკოროზიული. მეთოდი მატერი 57, 107–117 (2010).
ბარელა ს. და სხვ. Fe-Al-Mn-C დუპლექსური შენადნობების კოროზიულ-დაჟანგვის თვისებები. 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. E3S ვებინარი. 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507კინგკლანგი, ს. და უტაისანსუკი, ვ. 2507 ტიპის დუპლექსური უჟანგავი ფოლადის ცხელი დეფორმაციის ქცევის კვლევა. ლითონი.ალმა მატერი. ტრანსი. A 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. პროექტი. A 766, 138352 (2019).
ჟოუ, თ. და სხვ. ცერიუმით მოდიფიცირებული სუპერდუპლექსური SAF 2507 უჟანგავი ფოლადის ცხელი დეფორმაციით გამოწვეული სტრუქტურა 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.კოროზია. მეცნიერება. 164, 108359 (2020).