Takk for at du besøker Nature.com. Du bruker en nettleserversjon med begrenset CSS-støtte. For best mulig opplevelse anbefaler vi at du bruker en oppdatert nettleser (eller deaktiverer kompatibilitetsmodus i Internet Explorer). I tillegg, for å sikre kontinuerlig støtte, viser vi nettstedet uten stiler og JavaScript.
Viser en karusell med tre lysbilder samtidig. Bruk Forrige- og Neste-knappene for å gå gjennom tre lysbilder om gangen, eller bruk glidebryterknappene på slutten for å gå gjennom tre lysbilder om gangen.
Det mye brukte rustfrie stålet og dets smidde versjoner er motstandsdyktige mot korrosjon i omgivelsesforhold på grunn av passiveringslaget som består av kromoksid. Korrosjon og erosjon av stål er vanligvis forbundet med ødeleggelse av disse lagene, men sjelden med forekomst av overflateinhomogeniteter, avhengig av det mikroskopiske nivået. I dette arbeidet dominerer nanoskala kjemisk overflateheterogenitet, oppdaget ved spektroskopisk mikroskopi og kjemometrisk analyse, uventet brudd og korrosjon av kaldvalset ceriummodifisert superdupleks rustfritt stål 2507 (SDSS) under varm deformasjon. Selv om røntgenfotoelektronmikroskopi viste en relativt jevn dekning av det naturlige Cr2O3-laget, var passiveringsytelsen til det kaldvalsede SDSS dårlig på grunn av den lokale fordelingen av Fe3+-rike nanoøyer på Fe/Cr-oksidlaget. Denne kunnskapen på atomnivå gir en dyp forståelse av korrosjon i rustfritt stål og forventes å bidra til å bekjempe korrosjon av lignende høylegerte metaller.
Siden oppfinnelsen av rustfritt stål har de korrosjonshemmende egenskapene til ferrokrom blitt tilskrevet krom, som danner sterke oksider/oksyhydroksider og viser en passiverende oppførsel i de fleste miljøer. Sammenlignet med konvensjonelle (austenittiske og ferrittiske) rustfrie ståltyper 1, 2, 3, har superdupleks rustfrie ståltyper (SDSS) bedre korrosjonsbestandighet og utmerkede mekaniske egenskaper. Økt mekanisk styrke gir lettere og mer kompakte design. I motsetning til dette har det økonomiske SDSS høy motstand mot gropkorrosjon og spaltekorrosjon, noe som resulterer i lengre levetid, og dermed utvider bruksområdet til forurensningskontroll, kjemiske beholdere og offshore olje- og gassindustrien 4. Imidlertid hindrer det smale området for varmebehandlingstemperaturer og dårlig formbarhet deres brede praktiske anvendelse. Derfor er SDSS modifisert for å forbedre ytelsen ovenfor. For eksempel ble Ce-modifikasjonen introdusert i SDSS 2507 (Ce-2507) med et høyt nitrogeninnhold 6,7,8. Det sjeldne jordartsmetallen (Ce) har i en passende konsentrasjon på 0,08 vekt% en gunstig effekt på de mekaniske egenskapene til DSS, siden det forbedrer kornforfining og korngrensestyrke. Slitasje- og korrosjonsmotstand, strekkfasthet og flytegrense, samt varmbearbeidbarhet forbedres også9. Store mengder nitrogen kan erstatte dyrt nikkelinnhold, noe som gjør SDSS mer kostnadseffektivt10.
Nylig har SDSS blitt plastisk deformert ved forskjellige temperaturer (kryogen, kald og varm) for å oppnå utmerkede mekaniske egenskaper6,7,8. Imidlertid påvirkes den utmerkede korrosjonsmotstanden til SDSS på grunn av tilstedeværelsen av en tynn oksidfilm på overflaten av mange faktorer, som iboende heterogenitet på grunn av tilstedeværelsen av heterogene faser med forskjellige korngrenser, uønskede utfellinger og ulik responsdeformasjon av austenittiske og ferrittiske faser7. Derfor blir studiet av de mikroskopiske domeneegenskapene til slike filmer ned til nivået av den elektroniske strukturen avgjørende for å forstå SDSS-korrosjon og krever komplekse eksperimentelle teknikker. Så langt har overflatefølsomme metoder som Auger-elektronspektroskopi11 og røntgenfotoelektronspektroskopi12,13,14,15 og hard røntgenfotoemisjonsmikroskopi (HAX-PEEM)16 generelt ikke klart å oppdage kjemiske forskjeller i overflatelagene. De kjemiske tilstandene til samme element på forskjellige steder i nanoskalarommet. Flere nyere studier har korrelert lokalisert oksidasjon av krom med den observerte korrosjonsatferden til austenittiske rustfrie stål17, martensittiske stål18 og SDSS19,20. Disse studiene har imidlertid hovedsakelig fokusert på effekten av Cr-heterogenitet (f.eks. Cr3+ oksidasjonstilstand) på korrosjonsmotstand. Lateral heterogenitet i oksidasjonstilstandene til elementer kan være forårsaket av forskjellige forbindelser med de samme bestanddelene, for eksempel jernoksider. Disse forbindelsene, som har arvet en liten størrelse som et resultat av termomekanisk behandling, er i nærheten av hverandre, men varierer i sammensetning og oksidasjonstilstand16,21. For å oppdage sprekkdannelser i oksidfilmer og påfølgende gropdannelse er det derfor nødvendig å forstå overflateheterogenitet på mikroskopisk nivå. Til tross for disse kravene mangler kvantitative estimater som lateral heterogenitet i oksidasjon, spesielt for Fe på nano- og atomskala, fortsatt, og korrelasjonen med korrosjonsmotstand forblir uutforsket. Inntil nylig ble den kjemiske tilstanden til ulike elementer, som Fe og Ca22, på stålprøver kvantitativt karakterisert ved hjelp av myk røntgenfotoelektronmikroskopi (X-PEEM) i nanoskala synkrotronstrålingsanlegg. Kombinert med kjemisk sensitiv røntgenabsorpsjonsspektroskopi (XAS), muliggjør X-PEEM XAS-målinger med høy romlig og spektral oppløsning, og gir kjemisk informasjon om sammensetningen av elementer og deres kjemiske tilstand med romlig oppløsning ned til tjuetre nanometer skala. Denne spektromikroskopiske observasjonen av utbruddet forenkler lokale kjemiske observasjoner og kan demonstrere kjemiske endringer i jernlagets rom som ikke tidligere har blitt undersøkt.
Denne studien utvider fordelene med PEEM i å oppdage kjemiske forskjeller på nanoskala og presenterer en innsiktsfull overflateanalysemetode på atomnivå for å forstå korrosjonsatferden til Ce-2507. Den bruker en gruppert K-means24 kjemometrisk tilnærming for å kartlegge den globale kjemiske (hetero)homogeniteten til de involverte elementene, hvis kjemiske tilstander presenteres i en statistisk representasjon. I motsetning til korrosjon initiert av ødeleggelse av kromoksidfilmen i det tradisjonelle tilfellet, tilskrives mindre passivering og lavere korrosjonsmotstand for tiden lokaliserte Fe3+-rike nanoøyer nær Fe/Cr-oksidlaget, noe som kan være beskyttende egenskaper. Oksidet ødelegger den stiplede filmen og forårsaker korrosjon.
Den korrosive oppførselen til deformert SDSS 2507 ble først evaluert ved hjelp av elektrokjemiske målinger. Figur 1 viser Nyquist- og Bode-kurvene for utvalgte prøver i en sur (pH = 1) vandig løsning 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 gropdannelse ved romtemperatur, ga analysen innsikt i mulige feilhendelser og påfølgende korrosjon. Ekvivalentkretsen (figur 1d) ble brukt til å tilpasse det elektrokjemiske impedansspektroskopispekteret (EIS), og de tilsvarende tilpasningsresultatene er vist i tabell 1. Ufullstendige halvsirkler vises i løsningsbehandlede og varmvalsede prøver, mens komprimerte halvsirkler vises i kaldvalsede motstykker (figur 1b). I EIS-spektroskopi kan radiusen til halvsirkelen betraktes som polarisasjonsmotstanden (Rp) 25,26. Rp-verdien for den løsningsbehandlede rullebanen i tabell 1 er omtrent 135 kΩ cm–2, men verdiene for varmvalset og kaldvalset rullebane er mye lavere, henholdsvis 34,7 og 2,1 kΩ cm–2. Denne betydelige reduksjonen i Rp viser den skadelige effekten av plastisk deformasjon på passivering og korrosjonsbestandighet, som vist i tidligere rapporter27,28,29,30.
a Nyquist-, b-, c Bode-impedans- og fasediagrammer, og d tilsvarende ekvivalente kretsmodeller, hvor RS er elektrolyttmotstanden, Rp er polarisasjonsmotstanden, og QCPE er oksidet til det konstante faseelementet som brukes til å modellere den ikke-ideelle kapasitansen (n). EIS-målinger gjøres ved åpen kretspotensial.
De samtidige konstantene vises i Bode-plottet, med et platå i det høye frekvensområdet som representerer elektrolyttmotstanden RS26. Når frekvensen synker, øker impedansen og en negativ fasevinkel oppdages, noe som indikerer kapasitansdominans. Fasevinkelen øker, beholder et maksimum over et relativt bredt frekvensområde, og synker deretter (fig. 1c). I alle tre tilfeller er imidlertid dette maksimumet fortsatt mindre enn 90°, noe som indikerer ikke-ideell kapasitiv oppførsel på grunn av kapasitiv dispersjon. Dermed brukes QCPE-konstantfaseelementet (CPE) til å representere grensesnittkapasitansfordelinger som oppstår fra overflateruhet eller inhomogenitet, spesielt på atomær skala, fraktalgeometri, elektrodeporøsitet, ikke-uniformt potensial og geometri med formen på elektrodene31,32. CPE-impedans:
hvor j er det imaginære tallet og ω er vinkelfrekvensen. QCPE er en frekvensuavhengig konstant som er proporsjonal med elektrolyttens effektive åpne areal. n er et dimensjonsløst effekttall som beskriver avviket til en kondensator fra ideell kapasitans, dvs. jo nærmere n er 1, desto nærmere er CPE rent kapasitiv, mens hvis n er nær null, virker den resistiv. Små avvik fra n, nær 1, indikerer ikke-ideell kapasitiv oppførsel av overflaten etter polarisasjonstester. QCPE for kaldvalset SDSS er betydelig høyere enn dens motparter, noe som betyr at overflatekvaliteten er mindre ensartet.
I samsvar med de fleste korrosjonsbestandighetsegenskapene til rustfritt stål, resulterer det relativt høye Cr-innholdet i SDSS generelt i utmerket korrosjonsbestandighet for SDSS på grunn av tilstedeværelsen av en passiverende beskyttende oksidfilm på overflaten17. Slike passiverende filmer er vanligvis rike på Cr3+-oksider og/eller hydroksider, hovedsakelig i kombinasjon med Fe2+, Fe3+-oksider og/eller (oksy)hydroksider33. Til tross for samme overflateuniformitet, passiverende oksidlag og ingen observert overflatesprekker i henhold til mikroskopiske målinger6,7, er korrosjonsatferden til varmvalset og kaldvalset SDSS forskjellig, så en grundig studie av de mikrostrukturelle egenskapene er nødvendig for ståldeformasjon.
Mikrostrukturen til deformert rustfritt stål ble kvantitativt studert ved bruk av intrinsiske og synkrotron høyenergiske røntgenstråler (tilleggsfigurer 1, 2). En detaljert analyse finnes i tilleggsinformasjonen. Selv om det er generell enighet om typen hovedfase, ble det funnet forskjeller i bulkfasefraksjoner, som er listet opp i tilleggstabell 1. Disse forskjellene kan skyldes inhomogene fasefraksjoner på overflaten og i volumet, som påvirkes av forskjellige røntgendiffraksjons (XRD) deteksjonsdybder. ) med forskjellige energikilder for innfallende fotoner34. Relativt høye austenittfraksjoner i kaldvalsede prøver bestemt ved XRD fra en laboratoriekilde indikerer bedre passivering og deretter bedre korrosjonsbestandighet35, mens mer nøyaktige og statistiske resultater tyder på motsatte trender i fasefraksjoner. I tillegg avhenger korrosjonsbestandigheten til stål også av graden av kornforfining, kornstørrelsesreduksjon, økning i mikrodeformasjoner og dislokasjonstetthet som oppstår under termomekanisk behandling36,37,38. De varmbearbeidede prøvene viste en mer kornete natur, noe som indikerer korn i mikronstørrelse, mens de glatte ringene som ble observert i de kaldvalsede prøvene (tilleggsfigur 3) indikerte betydelig kornforfining til nanostørrelse i tidligere arbeid. Dette burde favorisere dannelsen av passiv film og økning av korrosjonsmotstand. Høyere dislokasjonstetthet er vanligvis assosiert med lavere motstand mot gropkorrosjon, noe som stemmer godt overens med elektrokjemiske målinger.
Endringer i den kjemiske tilstanden til mikrodomenene til hovedelementene ble systematisk studert ved hjelp av X-PEEM. Selv om det er flere legeringselementer, er Cr, Fe, Ni og Ce39 valgt her, siden Cr er nøkkelelementet for å danne den passive filmen, Fe er hovedelementet for stål, og Ni forsterker passiveringen og balanserer ferritt-austenittisk fasen. Struktur og modifisering er formålet med Ce. Ved å justere synkrotronstråleenergien fanget XAS hovedegenskapene til Cr (L2.3 kant), Fe (L2.3 kant), Ni (L2.3 kant) og Ce (M4.5 kant) fra overflaten. -2507 SDSS. Passende dataanalyse ble utført ved å inkludere energikalibrering med publiserte data (f.eks. XAS på Fe L2, 3 ribber40,41).
Figur 2 viser X-PEEM-bilder av varmbearbeidet (figur 2a) og kaldvalset (figur 2d) Ce-2507 SDSS og tilsvarende XAS Cr- og Fe L2,3-kanter på individuelt merkede posisjoner. L2,3 XAS-kanten utforsker de ubesatte 3d-tilstandene til elektroner etter fotoeksitasjon ved 2p3/2 (L3-kant) og 2p1/2 (L2-kant) spinnbane-splittingsnivåene. Informasjon om valenstilstanden til Cr ble innhentet fra røntgendiffraksjonsanalyse av L2,3-kanten i figur 2b,d. Lenkesammenligning. 42, 43 viste at fire topper A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) og D (582,2 eV) ble observert nær L3-kanten, som reflekterer oktaedriske Cr3+-ioner, tilsvarende Cr2O3. De eksperimentelle spektrene er i samsvar med teoretiske beregninger, som vist i panel b og e, oppnådd fra flere krystallfeltberegninger ved Cr L2.3-grensesnittet ved bruk av et krystallfelt på 2,0 eV44. Begge overflatene av varmvalset og kaldvalset SDSS er belagt med et relativt jevnt lag av Cr2O3.
a Termisk bilde av X-PEEM varmformet SDSS som korresponderer med kant b Cr L2.3 og kant c Fe L2.3, d Termisk bilde X-PEEM av kaldvalset SDSS som korresponderer med kant e Cr L2.3 og f Fe L2.3 på side (e). XAS-spektrene plottet på forskjellige romlige posisjoner markert på termiske bilder (a, d) med de oransje stiplede linjene i (b) og (e) representerer simulerte XAS-spektre av Cr3+ med en krystallfeltverdi på 2,0 eV. For X-PEEM-bilder brukes en termisk palett for å forbedre bildelesbarheten, der farger fra blått til rødt er proporsjonale med intensiteten av røntgenabsorpsjonen (fra lav til høy).
Uavhengig av det kjemiske miljøet til disse metalliske elementene, forble den kjemiske tilstanden til tilsetningene av Ni- og Ce-legeringselementer den samme for begge prøvene. Tilleggstegning. Fig. 5-9 viser X-PEEM-bilder og tilsvarende XAS-spektre for Ni og Ce på forskjellige posisjoner på overflaten av varmbearbeidede og kaldvalsede prøver. Ni XAS viser oksidasjonstilstanden til Ni2+ over hele den målte overflaten av varmbearbeidede og kaldvalsede prøver (tilleggsdiskusjon). Det er verdt å merke seg at for varmbearbeidede prøver observeres ikke XAS-signalet til Ce, mens spekteret av Ce3+ for kaldvalsede prøver observeres på ett punkt. Observasjonen av Ce-flekker i kaldvalsede prøver viste at Ce hovedsakelig eksisterer i form av utfellinger.
I termisk deformert SDSS ble det ikke observert noen lokal strukturell endring i XAS ved Fe L2,3-kanten (fig. 2c). Som vist i fig. 2f endrer imidlertid Fe-matrisen sin kjemiske tilstand mikroskopisk på syv tilfeldig utvalgte punkter i det kaldvalsede SDSS-et. I tillegg, for å få en nøyaktig ide om endringene i Fe-tilstanden på de utvalgte 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 multiplettkrystallfeltberegninger med krystallfelt på 1,0 (Fe2+) og 1,0 (Fe3+)44. Vi legger merke til at α-Fe₂O₃ og γ-Fe₂O₃ har forskjellige lokale symmetrier₂45,₂46, Fe₂O₄ har en kombinasjon av både Fe₂+ og Fe₂+,₂47, og FeO₄45 er et formelt toverdig Fe₂+-oksid (3d₆). Vi legger merke til at α-Fe₂O₃ og γ-Fe₂O₃ har forskjellige lokale symmetrier₂45,₂46, Fe₂O₄ har en kombinasjon av både Fe₂+ og Fe₂+,₂47, og FeO₄45 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 kombinasjoner av Fe2+ og Fe3+,47 og FeO45 fungerer som et formelt divalent Fe2+-oksid (3d6). Alle Fe3+-ioner i α-Fe2O3 har bare Oh-posisjoner, mens γ-Fe2O3 vanligvis uttrykkes som Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4-spinell med vakanser i eg-posisjoner. Derfor har Fe3+-ionene i γ-Fe2O3 både Td- og Oh-posisjoner. Som nevnt i forrige arbeid, selv om intensitetsforholdene mellom de to er forskjellige, er intensitetsforholdet eg/t2g ≈1, mens det observerte intensitetsforholdet eg/t2g i dette tilfellet er omtrent 1. Dette utelukker muligheten for at bare Fe3+ er tilstede i dette tilfellet. Når man ser på tilfellet med Fe3O4 med kombinasjoner av Fe2+ og Fe3+, er det kjent at en svakere (sterk) første egenskap i L3-kanten av Fe indikerer en mindre (større) ikke-belegg i t2g-tilstanden. Dette gjelder Fe2+ (Fe3+), som indikerer en økning i det første fortegnet som indikerer en økning i innholdet av Fe2+47. Disse resultatene viser at Fe2+ og γ-Fe2O3, α-Fe2O3 og/eller Fe3O4 dominerer på de kaldvalsede overflatene av komposittene.
Forstørrede fotoemisjonselektrontermiske bilder av (a, c) og (b, d) XAS-spektrene over FeL2,3-kanten ved forskjellige romlige posisjoner innenfor utvalgte områder 2 og E i figur 2d.
De innhentede eksperimentelle dataene (fig. 4a og tilleggsfig. 11) ble plottet og sammenlignet med dataene for de rene forbindelsene 40, 41, 48. I utgangspunktet ble tre forskjellige typer eksperimentelt observerte Fe L-kant XAS-spektre (XAS-1, XAS-2 og XAS-3: fig. 4a) observert på romlig forskjellige steder. Spesielt ble et spektrum som ligner på 2-a (betegnet som XAS-1) i fig. 3b observert over hele interesseområdet, etterfulgt av et 2-b-spektrum (merket XAS-2), mens et spektrum som ligner på E-3 ble observert i fig. 3d (referert til som XAS-3) har blitt observert på visse lokaliserte steder. Vanligvis brukes fire parametere for å identifisere valenstilstandene som er tilstede i en probeprøve: (1) L3- og L2-spektrale trekk, (2) energiposisjoner for L3- og L2-trekk, (3) L3-L2-energiforskjell, (4) L2-intensitetsforhold /L3. I følge visuelle observasjoner (fig. 4a) er alle tre Fe-komponentene, nemlig Fe0, Fe2+ og Fe3+, tilstede på overflaten av det studerte SDSS-et. Det beregnede intensitetsforholdet L2/L3 indikerte også tilstedeværelsen av alle tre komponentene.
a Observerte tre forskjellige eksperimentelle data (heltrukne linjer XAS-1, XAS-2 og XAS-3 korresponderer med 2-a, 2-b og E-3 i figur 2 og figur 3) sammenlignet med simulerte XAS-sammenligningsspektre, oktaedrene Fe2+, Fe3+, krystallfeltverdier på henholdsvis 1,0 eV og 1,5 eV, b–d Målte eksperimentelle data (XAS-1, XAS-2, XAS-3) og tilsvarende optimaliserte LCF-data (heltrukne svarte linjer), og sammenligning av XAS-3-spektre med Fe3O4 (blandet tilstand av Fe) og Fe2O3 (ren Fe3+) standarder.
En lineær kombinasjonstilpasning (LCF) av de tre standardene40,41,48 ble brukt til å kvantifisere sammensetningen av jernoksid. LCF ble implementert for tre utvalgte FeL-kant XAS-spektre som viste den høyeste kontrasten, nemlig XAS-1, XAS-2 og XAS-3, som vist i figur 4b–d. For LCF-fittings ble 10 % Fe0 vurdert i alle tilfeller på grunn av den lille kanten vi observerte i alle data og det faktum at jernmetall er hovedkomponenten i stål. Faktisk er prøvedybden til X-PEEM for Fe (~6 nm)49 større enn den estimerte tykkelsen på oksidasjonslaget (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 tykkelsen på oksidasjonslaget (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 окисленог (неч окисления (>), позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Probens X-PEEM-dybde for Fe (~6 nm)49 er faktisk større enn den antatte tykkelsen på oksidasjonslaget (litt >4 nm), noe som gjør det mulig å detektere signalet fra jernmatrisen (Fe0) under passiveringslaget.Faktisk detekterer X-PEEM Fe (~6 nm)49 dypere enn den forventede tykkelsen på oksidlaget (litt over 4 nm), noe som tillater deteksjon av signaler fra jernmatrisen (Fe0) under passiveringslaget. Ulike kombinasjoner av Fe2+ og Fe3+ ble utført for å finne den best mulige løsningen for de observerte eksperimentelle dataene. Figur 4b viser kombinasjonen av Fe2+ og Fe3+ i XAS-1-spekteret, hvor proporsjonene av Fe2+ og Fe3+ er nære, omtrent 45 %, noe som indikerer en blandet oksidasjonstilstand av Fe. Mens for XAS-2-spekteret blir prosentandelen av Fe2+ og Fe3+ henholdsvis ~30 % og 60 %. Innholdet av Fe2+ er lavere enn Fe3+. Fe2+ til Fe3-forholdet på 1:2 betyr at Fe3O4 kan dannes ved samme forhold mellom Fe-ioner. I tillegg endret prosentandelene av Fe2+ og Fe3+ seg for XAS-3-spekteret til ~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+ er XAS-3-spektrene plottet sammen med forskjellige Fe3+-standarder i figur 4e, som viser likhet med alle to standardene når topp B vurderes. Imidlertid indikerer intensiteten til skulderen (A: fra Fe2+) og intensitetsforholdet B/A at spekteret til XAS-3 er nær, men ikke det samme som, for γ-Fe2O3. Sammenlignet med bulk-γ-Fe2O3 er Fe2p XAS-intensiteten til A SDSS-toppen litt høyere (figur 4e), noe som indikerer en høyere Fe2+-intensitet. Selv om spekteret til XAS-3 ligner på γ-Fe2O3, hvor Fe3+ er tilstede i både Oh- og Td-posisjonene, er identifiseringen av forskjellige valenstilstander og koordinering kun ved hjelp av L2,3-kanten eller L2/L3-intensitetsforholdet fortsatt et problem. Dette er et tilbakevendende diskusjonstema på grunn av kompleksiteten til de ulike faktorene som er involvert i det endelige spekteret41.
I tillegg til den spektrale diskrimineringen av de kjemiske tilstandene i de utvalgte interesseområdene beskrevet ovenfor, ble den globale kjemiske heterogeniteten til nøkkelelementene Cr og Fe vurdert ved å klassifisere alle XAS-spektre oppnådd på prøveoverflaten ved hjelp av K-means-klyngemetoden. Kantprofilene Cr L ble satt på en slik måte at de dannet to optimale klynger romlig fordelt i de varmbearbeidede og kaldvalsede prøvene vist i figur 5. Det er tydelig at ingen lokale strukturelle endringer ble observert, siden de to sentroidene i XAS Cr-spektrene er svært like. Disse spektralformene til de to klyngene er nesten identiske med de som tilsvarer Cr2O342, noe som betyr at Cr2O3-lagene er relativt jevnt fordelt over SDSS.
en klynge av K-means L-kant Cr-regioner, b tilsvarende XAS-sentroider. Resultater av K-means X-PEEM-sammenligning av kaldvalset SDSS: c klynger av K-means kantregioner av Cr L2,3 og d tilsvarende XAS-sentroider.
For å illustrere et mer komplekst FeL-kantkart brukes fire og fem optimaliserte klynger og deres tilhørende sentroider (spektrale fordelinger) for henholdsvis varmbearbeidede og kaldvalsede prøver. Derfor kan prosentandelen (%) av Fe2+ og Fe3+ oppnås ved å justere LCF vist i figur 4. Pseudoelektrodepotensialet Epseudo som en funksjon av Fe0 ble brukt til å avsløre den mikrokjemiske inhomogeniteten til overflateoksidfilmen. Epseudo estimeres grovt ved hjelp av blandingsregelen,
hvor \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) lik \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), som er henholdsvis 0,440 og 0,036 V. Områder med lavere potensial har et høyere innhold av Fe3+-forbindelser. Potensialfordelingen i en termisk deformert prøve har en lagdelt karakter med en maksimal endring på omtrent 0,119 V (fig. 6a, b). Denne potensialfordelingen er nært knyttet til overflatetopografien (fig. 6a). Ingen andre posisjonsrelaterte endringer ble observert i det underliggende lamellære interiøret (fig. 6b). Tvert imot, for kombinasjonen av forskjellige oksider med ulikt innhold av Fe2+ og Fe3+ i kaldvalset SDSS, kan en ikke-uniform natur av pseudopotensialet observeres (fig. 6c, d). Fe3+-oksider og/eller (oksy)hydroksider er hovedkomponentene i korrosjon i stål og er permeable for oksygen og vann50. I dette tilfellet kan man se at øyene som er rike på Fe3+ er fordelt lokalt og kan betraktes som korrosjonsområder. I dette tilfellet kan gradienten i potensialfeltet, snarere enn den absolutte verdien av potensialet, betraktes som en indikator for lokaliseringen av aktive korrosjonsområder51. Denne inhomogene fordelingen av Fe2+ og Fe3+ på overflaten av det kaldvalsede SDSS-et kan endre de lokale kjemiske egenskapene og gi et mer effektivt overflateareal i oksidfilmsprekkdannelse og korrosjonsreaksjoner, og dermed tillate at den underliggende metallmatrisen kontinuerlig korroderer, noe som resulterer i intern inhomogenitet og reduserer de beskyttende egenskapene til det passiverende laget.
K-gjennomsnittsklynger av Fe L2,3-kantregioner og tilsvarende XAS-sentroider for a–c varmvalset X-PEEM og d–f kaldvalset SDSS. a, d K-gjennomsnittsklyngeplott lagt over X-PEEM-bildet. Estimerte pseudoelektrodepotensialer (epseudo) er nevnt sammen med K-gjennomsnittsklyngediagrammer. Lysstyrken til et X-PEEM-bilde, slik som fargen i figur 2, er direkte proporsjonal med røntgenabsorpsjonsintensiteten.
Relativt ensartet Cr, men ulik kjemisk tilstand av Fe, fører til ulik opprinnelse av oksidfilmsprekker og korrosjonsmønstre i varmvalset og kaldvalset Ce-2507. Denne egenskapen til kaldvalset Ce-2507 er velkjent. Når det gjelder dannelsen av oksider og hydroksider av Fe i atmosfærisk luft, er følgende reaksjoner avsluttet som nøytrale reaksjoner i dette arbeidet:
Basert på målingen av X-PEEM, oppstod reaksjonen ovenfor i følgende tilfeller. En liten skulder som korresponderer med Fe0 er assosiert med det underliggende metalliske jernet. Reaksjonen mellom metallisk Fe og miljøet fører til dannelsen av et Fe(OH)2-lag (ligning (5)), som forsterker Fe2+-signalet i XAS til L-kanten av Fe. Langvarig eksponering for luft vil resultere i dannelsen av Fe3O4- og/eller Fe2O3-oksider etter Fe(OH)252,53. To typer stabilt Fe, Fe3O4 og Fe2O3, kan også dannes i et Cr3+-rikt beskyttende lag, hvor Fe3O4 foretrekker en jevn og kohesiv struktur. Tilstedeværelsen av begge resulterer i blandede oksidasjonstilstander (XAS-1-spektrum). XAS-2-spekteret korresponderer hovedsakelig med Fe3O4. Mens XAS-3-spektrene observert på flere posisjoner indikerte fullstendig konvertering til γ-Fe2O3. Siden uinnpakkede røntgenstråler har en penetrasjonsdybde på omtrent 50 nm, resulterer signalet fra det underliggende laget i en høyere intensitet av A-toppen.
XRD-spekteret viser at Fe-komponenten i oksidfilmen har en lagdelt struktur, som er kombinert med Cr-oksidlaget. I motsetning til passiveringen som er karakteristisk for korrosjon på grunn av lokal inhomogenitet av Cr2O317, ble det observert lav korrosjonsmotstand i dette tilfellet, spesielt for kaldvalsede prøver, til tross for det ensartede laget av Cr2O3 i denne studien. Den observerte oppførselen kan forstås som heterogeniteten i den kjemiske oksidasjonstilstanden til topplaget (Fe) som påvirker korrosjonsytelsen. Den langsomme overføringen av metall- eller oksygenioner i gitteret på grunn av samme støkiometri av det øvre (Fe-oksid) og nedre laget (Cr-oksid)52,53 fører til bedre interaksjon (adhesjon) mellom dem. Dette forbedrer igjen korrosjonsmotstanden. Derfor er kontinuerlig støkiometri, dvs. én oksidasjonstilstand av Fe, å foretrekke fremfor brå støkiometriske endringer. Termisk deformert SDSS har en mer ensartet overflate og et tettere beskyttende lag, noe som gir bedre korrosjonsmotstand. For kaldvalset SDSS ødelegger imidlertid tilstedeværelsen av Fe3+-rike øyer under det beskyttende laget overflatens integritet og forårsaker galvanisk korrosjon av det nærliggende substratet, noe som fører til en reduksjon i Rp (tabell 1) i EIS-spektrene og dets korrosjonsmotstand. Derfor påvirker lokalt fordelte øyer rike på Fe3+ på grunn av plastisk deformasjon hovedsakelig korrosjonsmotstandsevnen, noe som er et gjennombrudd i dette arbeidet. Derfor presenterer denne studien spektromikrografer av reduksjonen i korrosjonsmotstand på grunn av plastisk deformasjon av de studerte SDSS-prøvene.
Videre, selv om legering av sjeldne jordarter i tofasestål fungerer bedre, forblir samspillet mellom dette tilsatte elementet og den individuelle stålmatrisen når det gjelder korrosjonsadferd unnvikende basert på spektroskopiske mikroskopiobservasjoner. Ce-signalet (langs XAS M-kanten) vises bare på noen få posisjoner under kaldvalsing, men forsvinner under varm deformasjon av SDSS, noe som indikerer lokal avsetning av Ce i stålmatrisen i stedet for homogen legering. Selv om de mekaniske egenskapene til SDSS ikke forbedres6,7, reduserer tilstedeværelsen av sjeldne jordartsmetaller størrelsen på inneslutningene og antas å undertrykke gropdannelse ved origo54.
Avslutningsvis beskriver dette arbeidet effekten av overflateheterogenitet på korrosjonen av 2507 SDSS modifisert med cerium ved å kvantifisere det kjemiske innholdet i nanoskalakomponenter. Vi besvarte spørsmålet om hvorfor rustfritt stål korroderer selv når det er belagt med et beskyttende oksidlag ved å kvantitativt studere mikrostrukturen, den kjemiske tilstanden til overflateegenskaper og signalbehandling ved hjelp av K-means-klynger. Det er fastslått at Fe3+-rike øyer, inkludert deres oktaedriske og tetraedriske koordinasjon gjennom hele strukturen til blandet Fe2+/Fe3+, er en kilde til ødeleggelse av oksidfilm og en kilde til korrosjon av kaldvalset SDSS. Nanoøyer dominert av Fe3+ fører til dårlig korrosjonsbestandighet selv i nærvær av et tilstrekkelig støkiometrisk Cr2O3-passiverende lag. I tillegg til de metodologiske fremskrittene som er gjort i å bestemme effekten av kjemisk heterogenitet på nanoskala på korrosjon, forventes dette arbeidet å inspirere til ingeniørprosesser for å forbedre korrosjonsbestandigheten til rustfritt stål under stålproduksjon.
For å fremstille Ce-2507 SDSS-barrer som ble brukt i denne studien, ble de blandede komponentene, inkludert Fe-Ce-masterlegeringen forseglet med rene jernrør, smeltet i en 150 kg mediumfrekvens induksjonsovn for å produsere smeltet stål og hellt i støpeformer. De målte kjemiske sammensetningene (vekt%) er listet opp i tilleggstabell 2. Barren varmformes først til blokker. Deretter ble stålet glødet ved 1050 °C i 60 minutter til en fast løsning, og deretter bråkjølt i vann til romtemperatur. De studerte prøvene ble studert i detalj ved hjelp av TEM og DOE for å studere fasene, kornstørrelsen og morfologien. Mer detaljert informasjon om prøver og produksjonsprosess finnes i andre kilder6,7.
Prosess sylindriske prøver (φ10 mm × 15 mm) for varmpressing med sylinderens akse parallell med blokkens deformasjonsretning. Høytemperaturkompresjon ble utført med en konstant tøyningshastighet i området 0,01–10 s⁻¹ ved forskjellige temperaturer i området 1000–1150 °C ved bruk av en Gleeble-3800 termisk simulator. Før deformasjon ble prøvene varmet opp ved den valgte temperaturen med en hastighet på 10 °C s⁻¹ i 2 minutter for å eliminere temperaturgradienten. Etter å ha oppnådd temperaturjevnhet ble prøvene deformert til en sann tøyningsverdi på 0,7. Etter deformasjon ble den umiddelbart bråkjølt med vann for å opprettholde den deformerte strukturen. Deretter ble de herdede prøvene kuttet parallelt med kompresjonsretningen. For denne spesifikke studien valgte vi en prøve termisk deformert ved 1050 °C, 10 s⁻¹ på grunn av en høyere observert mikrohardhet enn andre prøver.
Bulkprøver (80 × 10 × 17 mm3) av den faste Ce-2507-løsningen ble testet på en trefase asynkron to-vals deformasjonsmaskin LG-300, som ga de beste mekaniske egenskapene blant alle andre deformasjonsklasser6. Tøyningshastigheten og tykkelsesreduksjonen var henholdsvis 0,2 m·s-1 og 5 % for hver bane.
En Autolab PGSTAT128N elektrokjemisk arbeidsstasjon ble brukt til elektrokjemisk måling av SDSS etter kaldvalsing til 90 % tykkelsesreduksjon (1,0 ekvivalent sann tøyning) og varmpressing til 0,7 sann tøyning ved 1050 °C og 10 s⁻¹. Arbeidsstasjonen har en treelektrodecelle med en mettet kalomelelektrode som referanseelektrode, en grafittmotelektrode og en SDSS-prøve som arbeidselektrode. Prøvene ble kuttet til sylindere med en diameter på 11,3 mm, og kobbertråder ble loddet på sidene av disse. Deretter ble prøven helt med epoksyharpiks, slik at det ble igjen et åpent arbeidsområde på 1 cm² som arbeidselektrode (den nedre overflaten av den sylindriske prøven). Vær forsiktig under herding av epoksyen og under påfølgende sliping og polering for å unngå sprekkdannelser. Arbeidsflaten ble overlappet og polert med en diamantpoleringssuspensjon med en partikkelstørrelse på 1 mikron, rengjort med destillert vann og etanol og tørket i kald luft. Før elektrokjemiske målinger ble de polerte prøvene utsatt for luft i flere dager for å danne en naturlig oksidfilm. En vandig løsning av FeCl3 (6,0 vekt%), stabilisert med HCl til pH = 1,0 ± 0,01, har blitt brukt til å akselerere korrosjonen av rustfritt stål55, siden det finnes i aggressive miljøer der kloridioner er tilstede med sterk oksidasjonskraft og lav pH som spesifisert av ASTM. Foreslåtte standarder er G48 og A923. Prøvene ble nedsenket i testløsningen i 1 time før noen målinger ble tatt for å nå en tilstand nær stasjonær. For prøver i fast løsning, varmbearbeidede og kaldvalsede prøver var impedansmålefrekvensområdet 1 × 105 ~ 0,1 Hz, og åpen krets-potensialet (OPS) var 5 mV, som var henholdsvis 0,39, 0,33 og 0,25 VSCE. Hver elektrokjemisk test av en hvilken som helst prøve ble gjentatt minst tre ganger under de samme forholdene for å sikre dataenes reproduserbarhet.
For HE-SXRD-målinger ble 1 × 1 × 1,5 mm3 rektangulære dupleksstålblokker målt på en høyenergi Brockhouse wiggler-linje ved CLS, Canada for å kvantifisere fasesammensetningen56. Datainnsamlingen ble utført ved romtemperatur i Debye-Scherrer-geometri eller transportgeometri. Bølgelengden til røntgenstråler kalibrert til LaB6-kalibranten er 0,212561 Å, som tilsvarer 58 keV, som er mye høyere enn for Cu Kα (8 keV) som vanligvis brukes som en laboratorierøntgenkilde. Prøven plasseres 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. Hver av disse dataene ble samlet inn ved hjelp av en Perkin Elmer-arealdetektor, flatskjermrøntgendetektor, 200 µm piksler, 40 × 40 cm2, med en eksponeringstid på 0,3 sekunder og 120 bilder.
X-PEEM-målinger av to utvalgte modellsystemer ble utført ved PEEM-endestasjonen til Beamline MAXPEEM-linjen i MAX IV-laboratoriet (Lund, Sverige). Prøvene ble fremstilt på samme måte som for elektrokjemiske målinger. De fremstilte prøvene ble holdt i luft i flere dager og avgasset i et ultrahøyt vakuumkammer før de ble bestrålt med synkrotronfotoner. Strålens energioppløsning oppnås ved å måle ionutgangsspekteret fra N1s til 1(τ/g^ ast) i eksitasjonsområdet med hv = 401 eV i N2 og avhengigheten av fotonenergien på E3/2,57. Spektraltilpasning ga ΔE (spektral linjebredde) ~0,3 eV over det målte energiområdet. Derfor ble strålelinjens energioppløsning 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-linjers mm−1-gitter for Fe 2p L2,3-kanten, Cr 2p L2,3-kanten, Ni 2p L2,3-kanten og Ce M4,5-kanten. Derfor ble strålelinjens energioppløsning 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-linjers mm−1-gitter for Fe 2p L2,3-kanten, Cr 2p L2,3-kanten, Ni 2p L2,3-kanten og Ce M4,5-kanten. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВоВи 2000/0ки > 2000/0ки при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,2, Cr 2p L2,2, Cr кромка Ni 2p L2,3 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-kant 2p L2,3, Cr-kant 2p L2,3, Ni-kant 2p L2,3 og Ce-kant 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通过使用改进的SX-700 单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,32 边缘、Cr 2p L2,32边缘和Ce M4,5 边缘.因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0.3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S 甄 过 通 过 逛 过 通单色器 和 SI 1200 线 mm-1 光栅 于 Fe 2P 2P 2P L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缌 边缌eNår man bruker en modifisert SX-700 monokromator og et 1200-linjers Si-gitter, er det dermed mulig å bruke Cr-kant 2p L2,3, Ni-kant 2p L2,3 og Ce-kant M4,5.Utvid fotonenergien i trinn på 0,2 eV. Ved hver energi ble PEEM-bilder tatt opp med en TVIPS F-216 CMOS-detektor med en 2 x 2 binning fiberoptisk tilkobling som gir 1024 × 1024 piksler i et 20 µm synsfelt. Eksponeringstiden for bildene er 0,2 sekunder, med et gjennomsnitt på 16 bilder. Fotoelektronbildeenergien er valgt på en slik måte at den gir maksimalt sekundært elektronsignal. Alle målinger utføres ved normal innfall av en lineært polarisert fotonstråle. For mer informasjon om målinger, se en tidligere studie58. Etter å ha studert deteksjonsmodusen for totalt elektronutbytte (TEY)59 og dens anvendelse i X-PEEM, er deteksjonsdybden for denne metoden estimert til ~4–5 nm for Cr-signalet og ~6 nm for Fe-signalet. Cr-dybden er svært nær oksidfilmtykkelsen (~4 nm)60,61 mens Fe-dybden er større enn oksidfilmtykkelsen. XAS som samles inn nær FeL-kanten er en blanding av jernoksid XAS og FeO fra matrisen. I det første tilfellet skyldes intensiteten til de utsendte elektronene alle mulige typer elektroner som bidrar til TEY. Imidlertid krever et rent jernsignal høyere kinetisk energi for at elektronene skal passere gjennom oksidlaget, nå overflaten og bli samlet opp av analysatoren. I dette tilfellet skyldes Fe0-signalet hovedsakelig LVV Auger-elektroner og sekundærelektroner som sendes ut av dem. I tillegg avtar TEY-intensiteten som bidras av disse elektronene under elektronenes unnslippningsvei49, noe som ytterligere reduserer den spektrale signaturen til Fe0 i jern-XAS-kartet.
Integrering av datautvinning i datakuber (X-PEEM-data) er et viktig trinn i å utvinne relevant informasjon (kjemiske eller fysiske egenskaper) på en flerdimensjonal måte. K-means-klynging er mye brukt på flere områder, inkludert maskinsyn, bildebehandling, uovervåket mønstergjenkjenning, kunstig intelligens og klassifikasjonsanalyse24. For eksempel er K-means-klynging godt anvendt for klynging av hyperspektrale bildedata62. I prinsippet kan K-means-algoritmen enkelt gruppere data med flere objekter i henhold til informasjon om deres attributter (fotonenergiegenskaper). K-means-klynging er en iterativ algoritme for å partisjonere data i K ikke-overlappende grupper (klynger), der hver piksel tilhører en spesifikk klynge avhengig av den romlige fordelingen av kjemisk inhomogenitet i stålets mikrostrukturelle sammensetning. K-means-algoritmen består av to trinn: det første trinnet beregner K sentroider, og det andre trinnet tilordner hvert punkt til en klynge med nærliggende sentroider. Tyngdepunktet til en klynge er definert som det aritmetiske gjennomsnittet av datapunktene (XAS-spektre) til den klyngen. Det finnes forskjellige avstander for å definere nabosentroider som euklidske avstander. For et inngangsbilde av px,y (x og y er oppløsning i piksler), er CK tyngdepunktet til klyngen; dette bildet kan deretter segmenteres (grupperes) i K klynger ved hjelp av K-means63. De siste trinnene i K-means-klyngealgoritmen er:
Trinn 2. Beregn graden av medlemskap for alle piksler i henhold til gjeldende tyngdepunkt. For eksempel beregnes det fra den euklidske avstanden d mellom sentrum og hver piksel:
Trinn 3 Tilordne hver piksel til nærmeste tyngdepunkt. Beregn deretter K tyngdepunktsposisjoner på nytt som følger:
Trinn 4. Gjenta prosessen (ligning (7) og (8)) til sentroidene konvergerer. De endelige resultatene for klyngekvalitet er sterkt korrelert med det optimale valget av initiale sentroider63. For PEEM-datastrukturen til stålbilder er vanligvis X (x × y × λ) en kube av 3D-matrisedata, mens x- og y-aksene representerer romlig informasjon (pikseloppløsning) og λ-aksen tilsvarer fotonenes energispektralmodus. K-means-algoritmen ble brukt til å utforske interessante områder i X-PEEM-data ved å separere piksler (klynger eller underblokker) i henhold til deres spektrale egenskaper og trekke ut det beste sentroiden (XAS-spektralkurven) for hver analytt (klynge). Den brukes til å studere romlig fordeling, lokale spektrale endringer, oksidasjonsatferd og kjemisk tilstand. For eksempel ble K-means-klyngealgoritmen brukt for FeL-kant- og CrL-kantområder i varmbearbeidet og kaldvalset X-PEEM. Ulike antall K-klynger (mikrostrukturelle regioner) ble testet for å finne de beste klyngene og sentroidene. Når grafen vises, tilordnes pikslene til de riktige klyngetentroidene. Hver fargefordeling tilsvarer sentrum av klyngen, og viser den romlige ordningen av kjemiske eller fysiske objekter. De ekstraherte sentroidene er lineære kombinasjoner av rene spektre.
Data som støtter resultatene av denne studien er tilgjengelig fra den respektive WC-forfatteren på rimelig forespørsel.
Sieurin, H. & Sandström, R. Bruddseighet til et sveiset dupleks rustfritt stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Bruddseighet til et sveiset dupleks rustfritt stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Bruddseighet i 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. Bruddseighet i sveisede duplekse rustfrie ståltyper.prosjekt. fraktal. pels. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH og Van Der Merwe, J. Korrosjonsbestandighet av dupleks rustfritt stål i utvalgte organiske syrer og organiske syre/klorid-miljøer. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH og 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. 双相不锈钢在选定有机酸和有机酸/氯化物环境一觀蚄肐 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相rustfritt stål在特定organisk酸和Organic酸/klorert miljø的耐而性性。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.antikorrosjonsmiddel. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. Korrosjonsoksiderende egenskaper til Fe-Al-Mn-C duplekslegeringer. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. og Balikoev, A. Ny generasjon superdupleksstål for utstyrsgass- og oljeproduksjon. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. og 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 superdupleksstål for gass- og oljeproduksjonsutstyr. E3S-webinar. 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. og Uthaisangsuk, V. Undersøkelse av varmdeformasjonsatferd for dupleks rustfritt stål av kvalitet 2507. Metall. Kingklang, S. og Uthaisangsuk, V. Undersøkelse av varmdeformasjonsatferd for dupleks rustfritt stål av kvalitet 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Kingklang, S. og Uthaisangsuk, V. En studie av varmdeformasjonsatferd av dupleks rustfritt stål type 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. og Utaisansuk, V. Undersøkelse av varmdeformasjonsatferd hos dupleks rustfritt stål av type 2507. Metall.alma mater. transe. A 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. the science. project. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Varmdeformasjonsindusert struktur og mekaniske egenskaper til ceriummodifisert superdupleks SAF 2507 rustfritt stål. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. og Zheng, K. Effekt av sjeldne jordartsmetaller på oksidasjonsatferd ved høy temperatur hos austenittisk stål. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. og Zheng, K. Effekt av sjeldne jordartsmetaller på oksidasjonsatferd ved høy temperatur hos austenittisk stål.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. og Zheng K. Innflytelse av sjeldne jordartsmetaller på oppførselen til austenittisk stål under oksidasjon ved høy temperatur. 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. Innflytelse av sjeldne jordartsmetaller på oppførselen til austenittiske stål ved høytemperaturoksidasjon.korrosjon. vitenskapen. 164, 108359 (2020).