Takk for at du besøker Nature.com.Nettleserversjonen du bruker har begrenset CSS-støtte.For den beste opplevelsen anbefaler vi at du bruker en oppdatert nettleser (eller deaktiverer kompatibilitetsmodus i Internet Explorer).I mellomtiden, for å sikre fortsatt støtte, vil vi gjengi nettstedet uten stiler og JavaScript.
Det mye brukte rustfrie stålet og dets smidde versjoner er motstandsdyktige mot korrosjon under omgivelsesforhold på grunn av passiveringslaget som består av kromoksid.Korrosjon og erosjon av stål er tradisjonelt forbundet med ødeleggelsen av disse lagene, men sjelden på mikroskopisk nivå, avhengig av opprinnelsen til overflateinhomogeniteten.I dette arbeidet dominerer den kjemiske heterogeniteten på overflaten på nanoskala detektert ved spektroskopisk mikroskopi og kjeometrisk analyse uventet nedbrytningen og korrosjonen av kaldvalset ceriummodifisert superdupleks rustfritt stål 2507 (SDSS) under dets varmedeformasjonsadferd.andre siden.Selv om røntgenfotoelektronmikroskopi viste relativt jevn dekning av det naturlige Cr2O3-laget, viste kaldvalset SDSS dårlige passiveringsresultater på grunn av den lokaliserte fordelingen av Fe3+-rike nanoøyer på Fe/Cr-oksidlaget.Denne kunnskapen på atomnivå gir en dyp forståelse av rustfritt stålkorrosjon og forventes å bidra til å bekjempe korrosjon av lignende høylegerte metaller.
Siden oppfinnelsen av rustfritt stål har korrosjonsmotstanden til ferrokromlegeringer blitt tilskrevet krom, som danner et sterkt oksid/oksyhydroksid som viser passiverende oppførsel i de fleste miljøer.Sammenlignet med konvensjonelle (austenittiske og ferritiske) rustfrie stål, har superdupleks rustfritt stål (SDSS) med bedre korrosjonsbestandighet overlegne mekaniske egenskaper1,2,3.Økt mekanisk styrke gir lettere og mer kompakt design.I motsetning til dette har den økonomiske SDSS høy motstand mot grop- og sprekkkorrosjon, noe som resulterer i lengre levetid og bredere bruksområder innen forurensningskontroll, kjemikaliebeholdere og offshore olje- og gassindustrien4.Imidlertid hindrer det smale området av varmebehandlingstemperaturer og dårlig formbarhet den brede praktiske anvendelsen.Derfor har SDSS blitt modifisert for å forbedre egenskapene ovenfor.For eksempel ble Ce-modifikasjon og høye tilsetninger av N 6, 7, 8 introdusert i 2507 SDSS (Ce-2507).En passende konsentrasjon på 0,08 vekt% sjeldne jordartselementer (Ce) har en gunstig effekt på de mekaniske egenskapene til DSS, da det forbedrer kornforfining og korngrensestyrke.Slitasje- og korrosjonsbestandighet, strekkstyrke og flytestyrke og varmbearbeidbarhet er også forbedret9.Store mengder nitrogen kan erstatte dyrt nikkelinnhold, noe som gjør SDSS mer kostnadseffektiv10.
Nylig har SDSS blitt plastisk deformert ved forskjellige temperaturer (lav temperatur, kald og varm) for å oppnå utmerkede mekaniske egenskaper6,7,8.Den utmerkede korrosjonsmotstanden til SDSS skyldes imidlertid tilstedeværelsen av en tynn oksidfilm på overflaten, som påvirkes av mange faktorer, slik som tilstedeværelsen av mange faser med forskjellige korngrenser, uønskede utfellinger og forskjellige reaksjoner.den indre inhomogene mikrostrukturen til forskjellige austenittiske og ferritiske faser er deformert 7 .Derfor er studiet av mikrodomeneegenskapene til slike filmer på nivå med den elektroniske strukturen av avgjørende betydning for å forstå SDSS-korrosjon og krever komplekse eksperimentelle teknikker.Til nå har overflatesensitive metoder som Auger elektronspektroskopi11 og røntgenfotoelektronspektroskopi12,13,14,15 samt det harde røntgenfotoelektronfotoelektronsystemet skiller, men klarer ofte ikke å skille, de kjemiske tilstandene til det samme elementet på forskjellige punkter i rommet på nanoskala.Flere nyere studier har koblet lokal oksidasjon av krom til den observerte korrosjonsadferden til 17 austenittiske rustfrie stål, 18 martensittiske rustfrie stål og SDSS 19, 20. Disse studiene har imidlertid hovedsakelig fokusert på effekten av Cr heterogenitet (f.eks. Cr3+ oksidasjonstilstand) på korrosjonsbestandighet.Lateral heterogenitet i grunnstoffenes oksidasjonstilstander kan være forårsaket av forskjellige forbindelser med de samme bestanddelene, for eksempel jernoksider.Disse forbindelsene arver en termomekanisk bearbeidet liten størrelse tett ved siden av hverandre, men varierer i sammensetning og oksidasjonstilstand16,21.Derfor krever det å avsløre ødeleggelsen av oksidfilmer og deretter pitting en forståelse av overflateinhomogenitet på mikroskopisk nivå.Til tross for disse kravene mangler fortsatt kvantitative vurderinger som lateral oksidasjonsheterogenitet, spesielt av jern på nano/atomær skala, og deres betydning for korrosjonsbestandighet forblir uutforsket.Inntil nylig ble den kjemiske tilstanden til forskjellige grunnstoffer, som Fe og Ca, kvantitativt beskrevet på stålprøver ved bruk av myk røntgenfotoelektronmikroskopi (X-PEEM) i synkrotronstrålingsanlegg på nanoskala.Kombinert med kjemisk sensitive røntgenabsorpsjonsspektroskopi (XAS) teknikker, muliggjør X-PEEM XAS-måling med høy romlig og spektral oppløsning, og gir kjemisk informasjon om grunnstoffsammensetningen og dens kjemiske tilstand med romlig oppløsning ned til nanometerskalaen 23 .Denne spektroskopiske observasjonen av initieringsstedet under et mikroskop letter lokale kjemiske eksperimenter og kan romlig demonstrere tidligere uutforskede kjemiske endringer i Fe-laget.
Denne studien utvider fordelene med PEEM ved å oppdage kjemiske forskjeller på nanoskala og presenterer en innsiktsfull overflateanalysemetode på atomnivå for å forstå korrosjonsatferden til Ce-2507.Den bruker K-betyr klyngekjeometriske data24 for å kartlegge den globale kjemiske sammensetningen (heterogeniteten) til elementene som er involvert, med deres kjemiske tilstander presentert i en statistisk representasjon.I motsetning til konvensjonell korrosjon forårsaket av nedbrytning av kromoksidfilm, tilskrives den nåværende dårlige passiveringen og dårlig korrosjonsmotstand lokaliserte Fe3+-rike nanoøyer nær Fe/Cr-oksidlaget, som kan være et angrep av det beskyttende oksidet.Det danner en film på plass og forårsaker korrosjon.
Den korrosive oppførselen til deformert SDSS 2507 ble først evaluert ved hjelp av elektrokjemiske målinger.På fig.Figur 1 viser Nyquist- og Bode-kurvene for utvalgte prøver i sure (pH = 1) vandige løsninger av FeCl3 ved romtemperatur.Den valgte elektrolytten fungerer som et sterkt oksidasjonsmiddel, som karakteriserer passiveringsfilmens tendens til å brytes ned.Selv om materialet ikke gjennomgikk stabil romtemperatur-pitting, ga disse analysene innsikt i potensielle feilhendelser og etterkorrosjonsprosesser.Den ekvivalente kretsen (fig. 1d) ble brukt for å tilpasse elektrokjemisk impedansspektroskopi (EIS) spektra, og de tilsvarende tilpasningsresultatene er vist i tabell 1. Ufullstendige halvsirkler oppstod ved testing av de løsningsbehandlede og varmbearbeidede prøvene, mens de tilsvarende komprimerte halvsirklene ble kaldvalset (fig. 1b).I EIS-spekteret kan halvsirkelradiusen betraktes som polarisasjonsmotstanden (Rp)25,26.Rp av løsningsbehandlet SDSS i tabell 1 er omtrent 135 kΩ cm-2, men for varmbearbeidet og kaldvalset SDSS kan vi se mye lavere verdier på henholdsvis 34,7 og 2,1 kΩ cm-2.Denne betydelige reduksjonen i Rp indikerer en skadelig effekt av plastisk deformasjon på passivering og korrosjonsmotstand, som vist i tidligere rapporter 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Bode-impedans- og fasediagrammer, og en ekvivalent kretsmodell for d, der RS ​​er elektrolyttmotstanden, Rp er polarisasjonsmotstanden, og QCPE er konstantfaseelementoksidet som brukes til å modellere den ikke-ideelle kapasitansen (n) .EIS-målingene ble utført ved tomgangspotensial.
Førsteordenskonstantene er vist i Bode-diagrammet og høyfrekvensplatået representerer elektrolyttmotstanden RS26.Når frekvensen avtar, øker impedansen og en negativ fasevinkel blir funnet, noe som indikerer kapasitansdominans.Fasevinkelen øker, beholder sin maksimale verdi i et relativt bredt frekvensområde, og avtar deretter (fig. 1c).Imidlertid er denne maksimalverdien i alle tre tilfeller fortsatt mindre enn 90°, noe som indikerer en ikke-ideell kapasitiv oppførsel på grunn av kapasitiv spredning.Dermed brukes QCPE konstantfaseelementet (CPE) for å representere grensesnittkapasitansfordelingen avledet fra overflateruhet eller inhomogenitet, spesielt når det gjelder atomskala, fraktal geometri, elektrodeporøsitet, ujevnt potensial og overflateavhengig strømfordeling.Elektrodegeometri31,32.CPE impedans:
hvor j er det imaginære tallet og ω er vinkelfrekvensen.QCPE er en frekvensuavhengig konstant proporsjonal med det aktive åpne området til elektrolytten.n er et dimensjonsløst effekttall som beskriver avviket fra den ideelle kapasitive oppførselen til en kondensator, dvs. jo nærmere n er 1, jo nærmere er CPE ren kapasitans, og hvis n er nær null, er det motstand.Et lite avvik på n, nær 1, indikerer den ikke-ideelle kapasitive oppførselen til overflaten etter polarisasjonstesting.QCPE for kaldvalset SDSS er mye høyere enn tilsvarende produkter, noe som betyr at overflatekvaliteten er mindre jevn.
I samsvar med de fleste korrosjonsmotstandsegenskapene til rustfritt stål, resulterer det relativt høye Cr-innholdet i SDSS generelt i overlegen korrosjonsmotstand til SDSS på grunn av tilstedeværelsen av en passiv beskyttende oksidfilm på overflaten17.Denne passiveringsfilmen er vanligvis rik på Cr3+-oksider og/eller hydroksyder, hovedsakelig ved å integrere Fe2+, Fe3+-oksider og/eller (oksy)hydroksider 33 .Til tross for samme overflateensartethet, passiverende oksidlag og ingen synlig skade på overflaten, som bestemt av mikroskopiske bilder,6,7 er korrosjonsoppførselen til varmbearbeidet og kaldvalset SDSS forskjellig og krever derfor en grundig studie av deformasjonsmikrostrukturen og strukturelle egenskaper til stål.
Mikrostrukturen til deformert rustfritt stål ble kvantitativt undersøkt ved bruk av indre og synkrotron høyenergi røntgenstråler (tilleggsfigurer 1, 2).En detaljert analyse er gitt i tilleggsinformasjonen.Selv om de i stor grad samsvarer med hovedfasens type, finner man forskjeller i fasevolumfraksjoner som er listet opp i tilleggstabell 1. Disse forskjellene kan assosieres med inhomogene fasefraksjoner ved overflaten, samt volumetriske fasefraksjoner utført på ulike dyp.deteksjon ved røntgendiffraksjon.(XRD) med ulike energikilder av innfallende fotoner.Den relativt høyere andelen austenitt i kaldvalsede prøver, bestemt ved XRD fra en laboratoriekilde, indikerer bedre passivering og påfølgende bedre korrosjonsmotstand35, mens mer nøyaktige og statistiske resultater indikerer motsatte trender i faseproporsjoner.I tillegg avhenger korrosjonsmotstanden til stål også av graden av kornforfining, kornstørrelsesreduksjon, økning i mikrodeformasjoner og dislokasjonstetthet som oppstår under termomekanisk behandling36,37,38.De varmbearbeidede prøvene viser en mer kornete natur, noe som tyder på korn i mikronstørrelse, mens de glatte ringene observert i de kaldvalsede prøvene (tilleggsfigur 3) indikerer betydelig kornforfining til nanoskala i tidligere arbeid6, noe som burde bidra til filmpassivering.dannelse og økning av korrosjonsmotstand.Høyere dislokasjonstetthet er vanligvis forbundet med lavere motstand mot pitting, noe som stemmer godt overens med elektrokjemiske målinger.
Endringer i de kjemiske tilstandene til mikrodomener av elementære elementer har blitt systematisk studert ved bruk av X-PEEM.Til tross for overfloden av legeringselementer, ble Cr, Fe, Ni og Ce39 valgt her, siden Cr er et nøkkelelement for dannelsen av en passiveringsfilm, Fe er hovedelementet i stål, og Ni forsterker passivering og balanserer den ferritt-austenittiske fasestrukturen og formålet med Ce-modifisering.Ved å justere energien til synkrotronstrålingen ble RAS belagt fra overflaten med hovedtrekkene Cr (kant L2.3), Fe (kant L2.3), Ni (kant L2.3) og Ce (kant M4.5).varmforming og kaldvalsing Ce-2507 SDSS.Passende dataanalyse ble utført ved å inkludere energikalibrering med publiserte data (f.eks. XAS 40, 41 på Fe L2, 3 kanter).
På fig.Figur 2 viser X-PEEM-bilder av varmbearbeidet (fig. 2a) og kaldvalset (fig. 2d) Ce-2507 SDSS og tilsvarende XAS-kanter av Cr og Fe L2,3 på individuelt merkede steder.L2,3-kanten til XAS sonderer de ledige 3d-tilstandene etter elektronfotoeksitasjon ved spinn-bane-splittingsnivåene 2p3/2 (L3-kant) og 2p1/2 (L2-kant).Informasjon om valenstilstanden til Cr ble hentet fra XAS ved L2,3-kanten i fig. 2b, f.eks.Sammenligning med dommere.42,43 viste at fire topper ble observert nær L3-kanten, kalt A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) og D (582,2 eV), som reflekterer oktaedrisk Cr3+, tilsvarende Cr2O3-ionet.De eksperimentelle spektrene stemmer overens med de teoretiske beregningene vist i panel b og e, hentet fra flere beregninger av krystallfeltet ved Cr L2.3-grensesnittet ved bruk av et krystallfelt på 2,0 eV44.Begge overflatene av varmbearbeidet og kaldvalset SDSS er belagt med et relativt jevnt lag av Cr2O3.
et X-PEEM termisk bilde av termisk deformert SDSS tilsvarende b Cr L2.3 kant og c Fe L2.3 kant, d X-PEEM termisk bilde av kaldvalset SDSS tilsvarende e Cr L2.3 kant og f Fe L2 .3 kantside ( f).XAS-spektrene er plottet ved forskjellige romlige posisjoner markert på de termiske bildene (a, d), de oransje stiplede linjene i (b) og (e) representerer de simulerte XAS-spektrene til Cr3+ med en krystallfeltverdi på 2,0 eV.For X-PEEM-bilder, bruk en termisk palett for å forbedre bildelesbarheten, der farger fra blått til rødt er proporsjonale med intensiteten av røntgenabsorpsjon (fra lav til høy).
Uavhengig av det kjemiske miljøet til disse metalliske elementene, forble den kjemiske tilstanden til tilsetningene av Ni- og Ce-legeringselementer for begge prøvene uendret.Ekstra tegning.Figurene 5-9 viser X-PEEM-bilder og tilsvarende XAS-spektra for Ni og Ce i forskjellige posisjoner på overflaten av varmtbearbeidede og kaldvalsede prøver.Ni XAS viser oksidasjonstilstandene til Ni2+ over hele den målte overflaten til varmtbearbeidede og kaldvalsede prøver (tilleggsdiskusjon).Det skal bemerkes at når det gjelder varmbearbeidede prøver, ble XAS-signalet til Ce ikke observert, mens i tilfellet med kaldvalsede prøver ble spekteret til Ce3+ observert.Observasjonen av Ce-flekker i kaldvalsede prøver viste at Ce hovedsakelig opptrer i form av utfellinger.
I den termisk deformerte SDSS ble det ikke observert noen lokal strukturell endring i XAS ved Fe L2,3-kanten (fig. 2c).Fe-matrisen endrer imidlertid mikroregionalt sin kjemiske tilstand ved syv tilfeldig utvalgte punkter på den kaldvalsede SDSS, som vist i fig. 2f.I tillegg, for å få en nøyaktig ide om endringene i tilstanden til Fe på de valgte stedene i fig. 2f, ble det utført lokale overflatestudier (fig. 3 og tilleggsfig. 10) der mindre sirkulære områder ble valgt.XAS-spektrene til Fe L2,3-kanten til α-Fe2O3-systemer og Fe2+ oktaedriske oksider ble modellert ved hjelp av multiple krystallfeltberegninger ved bruk av krystallfelt på 1,0 (Fe2+) og 1,0 (Fe3+)44. Vi legger merke til at α-Fe2O3 og γ-Fe2O3 har forskjellige lokale symmetrier45,46, Fe3O4 har kombinasjon av både Fe2+ & Fe3+,47, og FeO45 som et formelt toverdig Fe2+-oksid (3d6). Vi legger merke til at α-Fe2O3 og γ-Fe2O3 har forskjellige lokale symmetrier45,46, Fe3O4 har en kombinasjon av både Fe2+ & Fe3+,47, og FeO45 som et formelt toverdig Fe2+-oksid (3d6).Merk at α-Fe2O3 og γ-Fe2O3 har forskjellige lokale symmetrier45,46, Fe3O4 kombinerer både Fe2+ og Fe3+,47 og FeO45 i form av formelt toverdig oksid Fe2+ (3d6).Merk at α-Fe2O3 og γ-Fe2O3 har forskjellige lokale symmetrier45,46, Fe3O4 har en kombinasjon av Fe2+ og Fe3+,47 og FeO45 fungerer som et formelt toverdig Fe2+-oksid (3d6).Alle Fe3+-ioner i α-Fe2O3 har kun Oh-posisjoner, mens γ-Fe2O3 vanligvis er representert ved Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]f.eks. O4-spinell med ledige stillinger i f.eks. posisjoner.Derfor har Fe3+ -ionene i γ-Fe2O3 både Td- og Oh-posisjoner.Som nevnt i en tidligere artikkel,45, selv om intensitetsforholdet til de to er forskjellig, er deres intensitetsforhold eg/t2g ≈1, mens i dette tilfellet er det observerte intensitetsforholdet eg/t2g omtrent 1. Dette utelukker muligheten for at i den nåværende situasjonen bare Fe3+ er tilstede.Tatt i betraktning tilfellet med Fe3O4 med både Fe2+ og Fe3+, indikerer den første funksjonen som er kjent for å ha en svakere (sterkere) L3-kant for Fe en mindre (større) ledig tilstand t2g.Dette gjelder Fe2+ (Fe3+), som viser at det første trekk ved økningen indikerer en økning i innholdet av Fe2+47.Disse resultatene viser at sameksistensen av Fe2+ og γ-Fe2O3, α-Fe2O3 og/eller Fe3O4 dominerer på den kaldvalsede overflaten til komposittene.
Forstørrede termiske fotoelektronbilder av XAS-spektrene (a, c) og (b, d) som krysser Fe L2,3-kanten i forskjellige romlige posisjoner innenfor utvalgte områder 2 og E i fig.2d.
De oppnådde eksperimentelle dataene (Fig. 4a og Supplerende Figur 11) er plottet og sammenlignet med dataene for rene forbindelser 40, 41, 48. Tre forskjellige typer eksperimentelt observerte Fe L-kant XAS-spektre (XAS- 1, XAS-2 og XAS-3: Fig. 4a).Spesielt ble spektrum 2-a (betegnet som XAS-1) i fig. 3b etterfulgt av spektrum 2-b (merket XAS-2) observert over hele deteksjonsområdet, mens spektre som E-3 ble observert i figur 3d (merket XAS-3) ble observert på spesifikke steder.Som regel ble fire parametere brukt for å identifisere de eksisterende valenstilstandene i prøven som ble undersøkt: (1) spektralkarakteristikker L3 og L2, (2) energiposisjoner for karakteristikkene L3 og L2, (3) energiforskjell L3-L2., ( 4) L2/L3 intensitetsforhold.I følge visuelle observasjoner (fig. 4a) er alle tre Fe-komponentene, nemlig Fe0, Fe2+ og Fe3+, tilstede på SDSS-overflaten som studeres.Det beregnede intensitetsforholdet L2/L3 indikerte også tilstedeværelsen av alle tre komponentene.
et Simulert XAS-spektra av Fe med observerte tre forskjellige eksperimentelle data (heltrukne linjer XAS-1, XAS-2 og XAS-3 tilsvarer 2-a, 2-b og E-3 i Fig. 2 og 3) Sammenligning , Octahedrons Fe2+, Fe3+ med krystallfeltverdier på 1,0 5 eV, 1,05 eV og 1,- og 1. XAS-2, XAS-3) og de tilsvarende optimaliserte LCF-dataene (heltrukken svart linje), og også i form av XAS-3-spektra med Fe3O4 (blandet tilstand av Fe) og Fe2O3 (ren Fe3+) standarder.
En lineær kombinasjonstilpasning (LCF) av de tre standardene 40, 41, 48 ble brukt for å kvantifisere jernoksidsammensetningen.LCF ble implementert for tre utvalgte Fe L-kant XAS-spektre som viser den høyeste kontrasten, nemlig XAS-1, XAS-2 og XAS-3, som vist i Fig. 4b–d.For LCF-beslag ble det tatt hensyn til 10 % Fe0 i alle tilfeller på grunn av at vi observerte en liten avsats i alle data, og også på grunn av at metallisk jern er hovedkomponenten i stål. Faktisk er prøvedybden til X-PEEM for Fe (~6 nm) 49 større enn den estimerte oksidasjonslagtykkelsen (litt > 4 nm), noe som tillater deteksjon av signal fra jernmatrisen (Fe0) under passiveringslaget. Faktisk er prøvedybden til X-PEEM for Fe (~6 nm) 49 større enn den estimerte oksidasjonslagtykkelsen (litt > 4 nm), noe som tillater deteksjon av signal fra jernmatrisen (Fe0) under passiveringslaget. Действительно, пробная глубина X-PEEM for Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина слоя окисления (нет 4 нм) обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Probe X-PEEM-dybden for Fe (~6 nm)49 er faktisk større enn den antatte tykkelsen på oksidasjonslaget (litt >4 nm), noe som gjør det mulig å oppdage signalet fra jernmatrisen (Fe0) under passiveringslaget.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 nm）49 的检测深度大于估计的氧化层厚度漈镥讁臁臉入杋化层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 氧化层 掚度 略 倣m 略 煥> 4自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 号 信号 信号信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM mer, чем предполагаемая толщина омногосина > ), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Faktisk er deteksjonsdybden av Fe (~6 nm) 49 av X-PEEM større enn den forventede tykkelsen på oksidlaget (litt > 4 nm), som tillater deteksjon av signalet fra jernmatrisen (Fe0) under passiveringslaget. .Ulike kombinasjoner av Fe2+ og Fe3+ ble utført for å finne best mulig løsning for de observerte eksperimentelle dataene.På fig.4b viser XAS-1-spekteret for kombinasjonen av Fe2+ og Fe3+, hvor proporsjonene av Fe2+ og Fe3+ var like med omtrent 45 %, noe som indikerer blandede oksidasjonstilstander av Fe.Mens for XAS-2-spekteret blir prosentandelen Fe2+ og Fe3+ henholdsvis ~30 % og 60 %.Fe2+ ​​er mindre enn Fe3+.Forholdet mellom Fe2+ og Fe3, lik 1:2, betyr at Fe3O4 kan dannes i samme forhold mellom Fe-ioner.I tillegg, for XAS-3-spekteret, blir prosentandelen Fe2+ og Fe3+ ~10 % og 80 %, noe som indikerer en høyere konvertering av Fe2+ til Fe3+.Som nevnt ovenfor kan Fe3+ komme fra α-Fe2O3, γ-Fe2O3 eller Fe3O4.For å forstå den mest sannsynlige kilden til Fe3+ ble XAS-3-spekteret plottet med forskjellige Fe3+-standarder i figur 4e, og viser likhet med begge standardene når man vurderer B-toppen.Intensiteten til skuldertoppene (A: fra Fe2+) og B/A-intensitetsforholdet indikerer imidlertid at spekteret til XAS-3 er nært, men ikke sammenfaller med spekteret til γ-Fe2O3.Sammenlignet med bulk γ-Fe2O3, har Fe 2p XAS-toppen til A SDSS en litt høyere intensitet (fig. 4e), noe som indikerer en høyere intensitet av Fe2+.Selv om spekteret til XAS-3 er likt det for γ-Fe2O3, der Fe3+ er tilstede ved Oh- og Td-posisjonene, er identifisering av forskjellige valenstilstander og koordinering bare langs L2,3-kanten eller L2/L3-intensitetsforhold gjenstand for pågående forskning.diskusjon på grunn av kompleksiteten til de ulike faktorene som påvirker det endelige spekteret41.
I tillegg til de spektrale forskjellene i den kjemiske tilstanden til de utvalgte områdene av interesse beskrevet ovenfor, ble den globale kjemiske heterogeniteten til nøkkelelementene Cr og Fe også vurdert ved å klassifisere alle XAS-spektra oppnådd på prøveoverflaten ved å bruke K-betyr klyngemetoden.Cr L-kantprofilene danner to romlig fordelte optimale klynger i de varmbearbeidede og kaldvalsede prøvene vist i fig.5. Det er klart at ingen lokale strukturelle endringer oppfattes som like, siden de to sentroidene til XAS Cr-spektrene er sammenlignbare.Disse spektralformene til de to klyngene er nesten identiske med de som tilsvarer Cr2O342, noe som betyr at Cr2O3-lagene er relativt jevnt fordelt på SDSS.
Cr L K betyr kantregionklynger, og b er de tilsvarende XAS-centroidene.Resultater av K-betyr X-PEEM-sammenligning av kaldvalset SDSS: c Cr L2.3 kantregion av K-betyder klynger og d tilsvarende XAS centroider.
For å illustrere mer komplekse FeL-kantkart ble fire og fem optimaliserte klynger og deres tilhørende sentroider (spektralprofiler) brukt for henholdsvis varmtbearbeidede og kaldvalsede prøver.Derfor kan prosentandelen (%) av Fe2+ og Fe3+ oppnås ved å tilpasse LCF vist i Fig.4.Pseudoelektrodepotensialet Epseudo som en funksjon av Fe0 ble brukt for å avsløre den mikrokjemiske inhomogeniteten til overflateoksidfilmen.Epseudo er grovt estimert av blandingsregelen,
der \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) er lik \(\rm{Fe} + 2e^ – \ til \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), henholdsvis 0,440 og 0,036 V.Regioner med et lavere potensial har et høyere innhold av Fe3+-forbindelsen.Potensialfordelingen i termisk deformerte prøver har en lagdelt karakter med en maksimal endring på ca. 0,119 V (fig. 6a, b).Denne potensielle fordelingen er nært knyttet til overflatetopografien (fig. 6a).Ingen andre posisjonsavhengige endringer i det underliggende laminære interiøret ble observert (fig. 6b).Tvert imot, for koblingen av forskjellige oksider med forskjellig innhold av Fe2+ og Fe3+ i kaldvalset SDSS, kan man observere en ikke-ensartet natur av pseudopotensialet (fig. 6c, d).Fe3+-oksider og/eller (oksy)hydroksider er hovedbestanddelene av rust i stål og er permeable for oksygen og vann50.I dette tilfellet anses øyene som er rike på Fe3+ å være lokalt fordelt og kan betraktes som korroderte områder.Samtidig kan gradienten i potensialfeltet, snarere enn potensialets absolutte verdi, brukes som en indikator for lokalisering av aktive korrosjonssteder.Denne ujevne fordelingen av Fe2+ og Fe3+ på overflaten av kaldvalset SDSS kan endre den lokale kjemien og gi et mer praktisk aktivt overflateareal under oksidfilmnedbrytning og korrosjonsreaksjoner, slik at den underliggende metallmatrisen fortsetter å korrodere, noe som resulterer i intern heterogenitet.egenskaper og reduserer de beskyttende egenskapene til det passiverende laget.
K-betyr klynger og tilsvarende XAS-centroider i Fe L2.3-kantområdet til varmdeformert X-PEEM ac og df av kaldvalset SDSS.a, d K-betyr klyngeplott lagt over X-PEEM-bilder.Det beregnede pseudoelektrodepotensialet (Epseudo) er nevnt sammen med K-betyr klyngeplott.Lysstyrken til X-PEEM-bildet, som fargen i fig. 2, er proporsjonal med røntgenabsorpsjonsintensiteten.
Relativt ensartet Cr, men forskjellig kjemisk tilstand av Fe fører til forskjellige oksidfilmskader og korrosjonsmønstre i varmbearbeidet og kaldvalset Ce-2507.Denne egenskapen til kaldvalset Ce-2507 har blitt godt studert.Når det gjelder dannelsen av oksider og hydroksider av Fe i omgivelsesluften i dette nesten nøytrale arbeidet, er reaksjonene som følger:
Reaksjonene ovenfor forekommer i følgende scenarier basert på X-PEEM-analyse.En liten skulder tilsvarende Fe0 er knyttet til det underliggende metalliske jernet.Reaksjonen av metallisk Fe med miljøet resulterer i dannelsen av et Fe(OH)2-lag (ligning (5)), som forsterker Fe2+-signalet i Fe L-edge XAS.Langvarig eksponering for luft kan føre til dannelse av Fe3O4- og/eller Fe2O3-oksider etter Fe(OH)252,53.To stabile former av Fe, Fe3O4 og Fe2O3, kan også dannes i det Cr3+-rike beskyttelseslaget, hvorav Fe3O4 foretrekker en jevn og klebrig struktur.Tilstedeværelsen av begge resulterer i blandede oksidasjonstilstander (XAS-1-spektrum).XAS-2-spekteret tilsvarer hovedsakelig Fe3O4.Mens observasjonen av XAS-3-spektra flere steder indikerte fullstendig konvertering til γ-Fe2O3.Siden penetrasjonsdybden til de utfoldede røntgenstrålene er omtrent 50 nm, resulterer signalet fra det nedre laget i en høyere intensitet av A-toppen.
XPA-spekteret viser at Fe-komponenten i oksidfilmen har en lagdelt struktur kombinert med et Cr-oksidlag.I motsetning til tegn på passivering på grunn av lokal inhomogenitet av Cr2O3 under korrosjon, til tross for det jevne laget av Cr2O3 i dette arbeidet, observeres lav korrosjonsmotstand i dette tilfellet, spesielt for kaldvalsede prøver.Den observerte oppførselen kan forstås som heterogeniteten til den kjemiske oksidasjonstilstanden i det øvre laget (Fe), som påvirker korrosjonsytelsen.På grunn av den samme støkiometrien til det øvre laget (jernoksid) og det nedre laget (kromoksid)52,53 fører bedre interaksjon (adhesjon) mellom dem til langsom transport av metall- eller oksygenioner i gitteret, som igjen fører til en økning i korrosjonsmotstanden.Derfor er et kontinuerlig støkiometrisk forhold, dvs. én oksidasjonstilstand av Fe, å foretrekke fremfor brå støkiometriske endringer.Den varmedeformerte SDSS har en jevnere overflate, et tettere beskyttende lag og bedre korrosjonsbestandighet.Mens for kaldvalset SDSS krenker tilstedeværelsen av Fe3+-rike øyer under det beskyttende laget overflatens integritet og forårsaker galvanisk korrosjon med det nærliggende substratet, noe som fører til et kraftig fall i Rp (tabell 1).EIS-spekteret og dets korrosjonsmotstand reduseres.Man kan se at den lokale fordelingen av Fe3+ rike øyer på grunn av plastisk deformasjon hovedsakelig påvirker korrosjonsmotstanden, som er et gjennombrudd i dette arbeidet.Dermed presenterer denne studien spektroskopiske mikroskopiske bilder av reduksjonen i korrosjonsmotstand til SDSS-prøver studert ved plastisk deformasjonsmetode.
I tillegg, selv om legering av sjeldne jordarter i tofasestål viser bedre ytelse, forblir interaksjonen mellom dette additivelementet med den individuelle stålmatrisen når det gjelder korrosjonsadferd i henhold til spektroskopisk mikroskopi unnvikende.Utseendet til Ce-signaler (via XAS M-kanter) vises bare noen få steder under kaldvalsing, men forsvinner under varmdeformasjon av SDSS, noe som indikerer lokal utfelling av Ce i stålmatrisen, snarere enn homogen legering.Selv om det ikke forbedrer de mekaniske egenskapene til SDSS6,7 vesentlig, reduserer tilstedeværelsen av sjeldne jordartselementer størrelsen på inneslutningene og antas å hemme gropdannelse i den opprinnelige regionen54.
Avslutningsvis avslører dette arbeidet effekten av overflateheterogenitet på korrosjonen av 2507 SDSS modifisert med cerium ved å kvantifisere det kjemiske innholdet av komponenter i nanoskala.Vi svarer på spørsmålet hvorfor rustfritt stål korroderer selv under et beskyttende oksidlag ved å kvantifisere dets mikrostruktur, overflatekjemi og signalbehandling ved å bruke K-betyr gruppering.Det er fastslått at øyer rike på Fe3+, inkludert deres oktaedriske og tetraedriske koordinering langs hele funksjonen til blandet Fe2+/Fe3+, er kilden til skade og korrosjon av den kaldvalsede oksidfilmen SDSS.Nanoøyer dominert av Fe3+ fører til dårlig korrosjonsbestandighet selv i nærvær av et tilstrekkelig støkiometrisk Cr2O3-passiverende lag.I tillegg til metodiske fremskritt for å bestemme effekten av kjemisk heterogenitet i nanoskala på korrosjon, forventes pågående arbeid å inspirere ingeniørprosesser for å forbedre korrosjonsmotstanden til rustfritt stål under stålproduksjon.
For å forberede Ce-2507 SDSS ingot brukt i denne studien, ble en blandet sammensetning inkludert Fe-Ce master legering forseglet med et rent jernrør smeltet i en 150 kg middels frekvens induksjonsovn for å produsere smeltet stål og hellet i en form.De målte kjemiske sammensetningene (vekt%) er oppført i tilleggstabell 2. Ingots blir først varmsmidd til blokker.Deretter ble den herdet ved 1050°C i 60 minutter for å oppnå stål i tilstanden av en fast løsning, og deretter bråkjølt i vann til romtemperatur.De studerte prøvene ble studert i detalj ved bruk av TEM og DOE for å studere fasene, kornstørrelsen og morfologien.Mer detaljert informasjon om prøver og produksjonsprosess finnes i andre kilder6,7.
Sylindriske prøver (φ10 mm×15 mm) for varmkompresjon ble behandlet slik at sylinderens akse var parallell med blokkens deformasjonsretning.Høytemperaturkompresjon ble utført ved forskjellige temperaturer i området 1000-1150°C ved bruk av en Gleeble-3800 termisk simulator ved en konstant tøyningshastighet i området 0,01-10 s-1.Før deformasjon ble prøvene oppvarmet med en hastighet på 10 °C s-1 i 2 minutter ved en valgt temperatur for å eliminere temperaturgradienten.Etter å ha oppnådd ensartet temperatur, ble prøven deformert til en sann tøyningsverdi på 0,7.Etter deformasjon ble prøvene umiddelbart bråkjølt med vann for å bevare den deformerte strukturen.Den herdede prøven kuttes deretter parallelt med kompresjonsretningen.For denne spesielle studien valgte vi en prøve med en varmebelastningstilstand på 1050 °C, 10 s-1 fordi den observerte mikrohardheten var høyere enn andre prøver7.
Massive (80 × 10 × 17 mm3) prøver av den faste Ce-2507-løsningen ble brukt i en LG-300 trefase asynkron to-valsemølle med de beste mekaniske egenskapene blant alle andre deformasjonsnivåer6.Tøyningshastigheten og tykkelsesreduksjonen for hver bane er henholdsvis 0,2 m·s-1 og 5 %.
En Autolab PGSTAT128N elektrokjemisk arbeidsstasjon ble brukt for SDSS elektrokjemiske målinger etter kaldvalsing til en 90 % reduksjon i tykkelse (1,0 ekvivalent sann tøyning) og etter varmpressing ved 1050°C i 10 s-1 til en sann tøyning på 0,7.Arbeidsstasjonen har en tre-elektrodecelle med en mettet kalomelelektrode som referanseelektrode, en grafittmotelektrode og en SDSS-prøve som arbeidselektrode.Prøvene ble kuttet i sylindre med en diameter på 11,3 mm, på sidene av hvilke kobbertråder ble loddet.Prøvene ble deretter festet med epoksy, og etterlot et åpent arbeidsareal på 1 cm2 som arbeidselektrode (undersiden av den sylindriske prøven).Vær forsiktig under herding av epoksyen og etterfølgende sliping og polering for å unngå sprekker.Arbeidsflatene ble slipt og polert med en diamantpoleringssuspensjon med en partikkelstørrelse på 1 μm, vasket med destillert vann og etanol og tørket i kald luft.Før elektrokjemiske målinger ble de polerte prøvene eksponert for luft i flere dager for å danne en naturlig oksidfilm.En vandig løsning av FeCl3 (6,0 vekt%), stabilisert til pH = 1,0 ± 0,01 med HCl i henhold til ASTM-anbefalingene, brukes til å akselerere korrosjonen av rustfritt stål55 fordi det er etsende i nærvær av kloridioner med sterk oksidasjonsevne og lav pH Miljøstandardene G48 og A923.Senk prøven i testløsningen i 1 time for å nå nesten stabil tilstand før du foretar noen målinger.For fastløsnings-, varmformede og kaldvalsede prøver ble impedansmålinger utført ved åpne kretspotensialer (OPC) på henholdsvis 0,39, 0,33 og 0,25 V, i frekvensområdet fra 1 105 til 0,1 Hz med en amplitude på 5 mV.Alle kjemiske tester ble gjentatt minst 3 ganger under de samme forholdene for å sikre datareproduserbarhet.
For HE-SXRD-målinger ble rektangulære dupleks stålblokker som måler 1 × 1 × 1,5 mm3 målt for å kvantifisere strålefasesammensetningen til en Brockhouse høyenergi-wiggler ved CLS, Canada56.Datainnsamling ble utført i Debye-Scherrer geometri eller overføringsgeometri ved romtemperatur.Røntgenbølgelengden kalibrert med LaB6-kalibratoren er 0,212561 Å, som tilsvarer 58 keV, som er mye høyere enn Cu Kα (8 keV) som vanligvis brukes som røntgenkilde i laboratoriet.Prøven ble plassert i en avstand på 740 mm fra detektoren.Deteksjonsvolumet for hver prøve er 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, som bestemmes av strålestørrelsen og prøvetykkelsen.Alle data ble samlet inn ved å bruke en Perkin Elmer områdedetektor, flatpanel røntgendetektor, 200 µm piksler, 40×40 cm2 ved bruk av en eksponeringstid på 0,3 s og 120 bilder.
X-PEEM-målinger av to utvalgte modellsystemer ble utført ved Beamline MAXPEEM PEEM-endestasjonen i MAX IV-laboratoriet (Lund, Sverige).Prøver ble fremstilt på samme måte som for elektrokjemiske målinger.De forberedte prøvene ble holdt i luft i flere dager og avgasset i et ultrahøyt vakuumkammer før de ble bestrålt med synkrotronfotoner.Energioppløsningen til strålelinjen ble oppnådd ved å måle ionutbyttetspekteret i eksitasjonsregionen fra n 1 s til 1 \ (\ pi _g^ \ ast \) nær HV = 401 eV i N2 med avhengigheten av fotonenergien på E3/2, 5. tilnærming spektra ga Δe (bredden av spektraltlinjen) av det i den spektrale linjen) av det spektrale linjen) av det i det spektrale linjen) av det i det spektrale linjen) av det spektrale linjen) av det spektrale linjen av det spektrale linjen) av det i det spektrale linjen) av den spektrale linjen) av den spektrale linjen) av det spektrale linjen) av det spektrale linjen) av det spektrale linjen) av det spektrale linjen) av det spektrale linjen) av den spektrale linjen. Derfor ble strålelinjeenergioppløsningen estimert til å være E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 og fluks ≈1012 ph/s ved å bruke en modifisert SX-700 monokromator med et Si 1200-linje mm−1-gitter for Fe 2p L2,32-kanten, Cr 3p L2,32-kanten, Mp L2,32-kanten, C-L2,32-kanten 4,5 kant. Derfor ble strålelinjeenergioppløsningen estimert til å være E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 og fluks ≈1012 ph/s ved å bruke en modifisert SX-700 monokromator med et Si 1200-linje mm−1-gitter for Fe 2p L2.32-kanten, C. L2.32-kanten og C. L2.32-kanten. 4,5 kant. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было образом использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, Cr кромка 2p L2,3, 3к ромка, 3к ромка, 3км og кромка Ce M4,5. Dermed ble energioppløsningen til strålekanalen estimert til E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 og fluks ≈1012 f/s ved bruk av en modifisert SX-700 monokromator med et Si-gitter på 1200 linjer/mm for Fe edge 2p L2 ,2p2 edge 2p L2 ,2p2 edge. 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≈扈1012估 ph/s＿10蔚i 0.2蔚i 0.2艚i mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缌e因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 扈1012 PH/S 带 ， 0 PH/S ， 0 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 辌 2p L2.3 徒Ce M4.5 边缘.Således, ved bruk av en modifisert SX-700 monokromator med et 1200 linjers Si-gitter.3, Cr kant 2p L2.3, Ni kant 2p L2.3 og Ce kant M4.5.Skann fotonenergi i trinn på 0,2 eV.Ved hver energi ble PEEM-bilder tatt opp ved bruk av en TVIPS F-216 fiberkoblet CMOS-detektor med 2 x 2 hyller, som gir en oppløsning på 1024 × 1024 piksler i et 20 µm synsfelt.Eksponeringstiden til bildene var 0,2 s, i gjennomsnitt 16 bilder.Fotoelektronbildeenergien velges på en slik måte at den gir det maksimale sekundære elektronsignalet.Alle målinger ble utført ved normal innfall ved bruk av en lineært polarisert fotonstråle.Mer informasjon om målinger finnes i en tidligere studie.Etter å ha studert deteksjonsmodusen for total elektronutbytte (TEY) og dens anvendelse i X-PEEM49, er prøvedybden for denne metoden estimert til å være omtrent 4-5 nm for Cr-signalet og omtrent 6 nm for Fe.Cr-dybden er veldig nær tykkelsen på oksidfilmen (~4 nm)60,61 mens Fe-dybden er større enn tykkelsen.XRD samlet ved kanten av Fe L er en blanding av XRD av jernoksider og Fe0 fra matrisen.I det første tilfellet kommer intensiteten til de utsendte elektronene fra alle mulige typer elektroner som bidrar til TEY.Imidlertid krever et rent jernsignal høyere kinetisk energi for at elektronene skal passere gjennom oksidlaget til overflaten og samles opp av analysatoren.I dette tilfellet skyldes Fe0-signalet hovedsakelig LVV Auger-elektroner, så vel som sekundære elektroner som sendes ut av dem.I tillegg forfaller TEY-intensiteten som disse elektronene bidrar med under elektronfluktbanen, noe som ytterligere reduserer Fe0-spektralresponsen i jern XAS-kartet.
Integrering av datautvinning i en datakube (X-PEEM-data) er et nøkkeltrinn i å trekke ut relevant informasjon (kjemiske eller fysiske egenskaper) i en flerdimensjonal tilnærming.K-betyr clustering er mye brukt på flere felt, inkludert maskinsyn, bildebehandling, uovervåket mønstergjenkjenning, kunstig intelligens og klassifiseringsanalyse.For eksempel har K-betyr clustering prestert godt i clustering av hyperspektrale bildedata.I prinsippet, for multifunksjonsdata, kan K-middelalgoritmen enkelt gruppere dem basert på informasjon om deres attributter (fotonenergiegenskaper).K-means clustering er en iterativ algoritme for å dele data inn i K ikke-overlappende grupper (klynger), der hver piksel tilhører en spesifikk klynge avhengig av den romlige fordelingen av kjemisk inhomogenitet i stålmikrostruktursammensetningen.K-middel-algoritmen inkluderer to trinn: i det første trinnet beregnes K-centroider, og i det andre trinnet tildeles hvert punkt en klynge med nabo-centroider.Tyngdepunktet til en klynge er definert som det aritmetiske gjennomsnittet av datapunktene (XAS-spekteret) for den klyngen.Det er forskjellige avstander for å definere nærliggende centroider som euklidisk avstand.For et inngangsbilde av px,y (hvor x og y er oppløsningen i piksler), er CK tyngdepunktet til klyngen;Dette bildet kan deretter segmenteres (grupperes) i K-klynger ved å bruke K-means63.De siste trinnene i K-betyr klyngealgoritmen er:
Trinn 2. Beregn medlemskapet til alle piksler i henhold til gjeldende tyngdepunkt.For eksempel beregnes den fra den euklidiske avstanden d mellom sentrum og hver piksel:
Trinn 3 Tilordne hver piksel til nærmeste tyngdepunkt.Beregn deretter K-tyngdepunktposisjonene på nytt som følger:
Trinn 4. Gjenta prosessen (ligning (7) og (8)) til sentroidene konvergerer.De endelige klyngekvalitetsresultatene er sterkt korrelert med det beste valget av innledende sentroider.For PEEM-datastrukturen til stålbilder er X (x × y × λ) typisk en kube med 3D-matrisedata, mens x- og y-aksene representerer romlig informasjon (pikseloppløsning) og λ-aksen tilsvarer et foton.energispektralt bilde.K-means-algoritmen brukes til å utforske områder av interesse i X-PEEM-data ved å separere piksler (klynger eller underblokker) i henhold til deres spektrale egenskaper og trekke ut de beste sentroidene (XAS-spektralprofiler) for hver analytt.klynge).Den brukes til å studere romlig fordeling, lokale spektrale endringer, oksidasjonsatferd og kjemiske tilstander.For eksempel ble K-betyr klyngealgoritmen brukt for Fe L-kant og Cr L-kant regioner i varmbearbeidet og kaldvalset X-PEEM.Ulike antall K-klynger (regioner med mikrostruktur) ble testet for å finne de optimale klynger og centroider.Når disse tallene vises, blir pikslene omtilordnet til de tilsvarende klyngecentroidene.Hver fargefordeling tilsvarer midten av klyngen, og viser det romlige arrangementet av kjemiske eller fysiske objekter.De ekstraherte centroidene er lineære kombinasjoner av rene spektre.
Data som støtter resultatene av denne studien er tilgjengelig etter rimelig forespørsel fra den respektive WC-forfatteren.
Sieurin, H. & Sandström, R. Bruddfasthet av et sveiset dupleks rustfritt stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Bruddfasthet av et sveiset dupleks rustfritt stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Bruddfasthet av sveiset dupleks rustfritt stål. 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. Bruddfasthet av sveiset dupleks rustfritt stål.Britannia.Brøkdel.pels.73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Korrosjonsbestandighet av dupleks rustfritt stål i utvalgte organiske syrer og organiske syre/klorid-miljøer. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Korrosjonsbestandighet av dupleks rustfritt stål i utvalgte organiske syrer og organiske syre/klorid-miljøer.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.og Van Der Merwe, J. Korrosjonsbestandighet av dupleks rustfritt stål i miljøer med noen organiske syrer og organiske syrer/klorider. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相rustfritt stål在特定的organisk酸和organisk酸/klorert miljø的耐过性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.og Van Der Merwe, J. Korrosjonsbestandighet av dupleks rustfritt stål i utvalgte miljøer av organiske syrer og organiske syrer/klorider.konserveringsmiddel.Materialer Metoder 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al.Korrosjon-oksidativ oppførsel av Fe-Al-Mn-C duplekslegeringer.Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Ny generasjon superdupleksstål for utstyrsgass- og oljeproduksjon. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Ny generasjon superdupleksstål for utstyrsgass- og oljeproduksjon.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Ny generasjon superdupleksstål for olje- og gassproduksjonsutstyr.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Ny generasjon av superdupleksstål for gass- og oljeproduksjonsutstyr.Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Undersøkelse av varmedeformasjonsadferd av dupleks rustfritt stål klasse 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Undersøkelse av varmedeformasjonsadferd av dupleks rustfritt stål klasse 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. En studie av varmedeformasjonsadferd av type 2507 dupleks rustfritt stål.Metall. 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. og Utaisansuk, V. Undersøkelse av varmedeformasjonsoppførselen til type 2507 dupleks rustfritt stål.Metall.alma mater.transe.48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al.Effekt av kontrollert kaldvalsing på mikrostrukturen og de mekaniske egenskapene til ceriummodifisert superdupleks SAF 2507 rustfritt stål.alma mater.vitenskapen.Britannia.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al.Strukturelle og mekaniske egenskaper indusert av termisk deformasjon av ceriummodifisert superdupleks SAF 2507 rustfritt stål.J. Alma mater.oppbevaringstank.teknologi.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effekt av sjeldne jordartsmetaller på høytemperaturoksidasjonsadferd av austenittisk stål. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effekt av sjeldne jordartsmetaller på høytemperaturoksidasjonsadferd av austenittisk stål.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. og Zheng K. Påvirkning av sjeldne jordartselementer på oppførselen til austenittisk stål under høytemperaturoksidasjon. 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. og Zheng K. Påvirkning av sjeldne jordartselementer på oppførselen til austenittiske stål ved høytemperaturoksidasjon.koros.vitenskapen.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekter av Ce på mikrostrukturen og egenskapene til 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritisk rustfritt stål. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekter av Ce på mikrostrukturen og egenskapene til 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritisk rustfritt stål.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. og Sun S. Påvirkning av Se på mikrostrukturen og egenskapene til superferritisk rustfritt stål 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能嚄和性能嚄和怽能的和 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekten av Ce på mikrostrukturen og egenskapene til 27Cr-3.8Mo-2Ni super-stål rustfritt stål. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеющей стали 3,7C. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekt av Ce på mikrostruktur og egenskaper til superferritisk rustfritt stål 27Cr-3,8Mo-2Ni.Jernskilt.Steelmak 47, 67–76 (2020).