Hvala, ker ste obiskali Nature.com. Različica brskalnika, ki jo uporabljate, ima omejeno podporo za CSS. Za najboljšo izkušnjo priporočamo, da uporabite posodobljen brskalnik (ali onemogočite način združljivosti v Internet Explorerju). Medtem bomo za zagotovitev nadaljnje podpore spletno mesto prikazali brez slogov in JavaScripta.
Široko uporabljeno nerjaveče jeklo in njegove kovane različice so odporne proti koroziji v okoljskih pogojih zaradi pasivacijske plasti, ki jo sestavlja kromov oksid. Korozija in erozija jekla se tradicionalno povezujeta z uničenjem teh plasti, vendar redko na mikroskopski ravni, odvisno od izvora površinske nehomogenosti. V tem delu je nanometrska površinska kemična heterogenost, zaznana s spektroskopsko mikroskopijo in kemometrično analizo, nepričakovano prevladovala pri razgradnji in koroziji hladno valjanega s cerijem modificiranega super dupleks nerjavečega jekla 2507 (SDSS) med njegovim vročim deformacijskim obnašanjem. na drugi strani. Čeprav je rentgenska fotoelektronska mikroskopija pokazala relativno enakomerno pokritost naravne plasti Cr2O3, je hladno valjani SDSS pokazal slabe rezultate pasivizacije zaradi lokalizirane porazdelitve nanootokov, bogatih z Fe3+, na plasti oksida Fe/Cr. To znanje na atomski ravni zagotavlja poglobljeno razumevanje korozije nerjavnega jekla in naj bi pomagalo v boju proti koroziji podobnih visoko legiranih kovin.
Od izuma nerjavečega jekla se korozijska odpornost ferokromovih zlitin pripisuje kromu, ki tvori močan oksid/oksihidroksid, ki v večini okolij kaže pasivizacijske lastnosti. V primerjavi s konvencionalnimi (avstenitnimi in feritnimi) nerjavnimi jekli imajo super dupleksna nerjavna jekla (SDSS) z boljšo korozijsko odpornostjo boljše mehanske lastnosti1,2,3. Povečana mehanska trdnost omogoča lažje in kompaktnejše zasnove. Nasprotno pa ima ekonomično SDSS visoko odpornost proti jamkasti in špranjski koroziji, kar ima za posledico daljšo življenjsko dobo in širšo uporabo pri nadzoru onesnaževanja, kemičnih posodah ter naftni in plinski industriji na morju4. Vendar pa ozek razpon temperatur toplotne obdelave in slaba oblikovalnost ovirata njegovo široko praktično uporabo. Zato je bil SDSS modificiran za izboljšanje zgornjih lastnosti. Na primer, modifikacija Ce in visoki dodatki N6, 7, 8 so bili uvedeni v 2507 SDSS (Ce-2507). Primerna koncentracija 0,08 mas.% redkozemeljskega elementa (Ce) ima ugoden učinek na mehanske lastnosti DSS, saj izboljša prečiščevanje zrn in trdnost na mejah zrn. Izboljšane so bile tudi odpornost proti obrabi in koroziji, natezna trdnost in meja tečenja ter vroča obdelavnost9. Velike količine dušika lahko nadomestijo drago vsebnost niklja, zaradi česar je SDSS stroškovno učinkovitejši10.
Nedavno so SDSS plastično deformirali pri različnih temperaturah (nizki temperaturi, mrazu in vročini), da bi dosegli odlične mehanske lastnosti6,7,8. Vendar pa je odlična korozijska odpornost SDSS posledica prisotnosti tankega oksidnega filma na površini, na katerega vplivajo številni dejavniki, kot so prisotnost številnih faz z različnimi mejami zrn, neželeni oborini in različne reakcije. Notranja nehomogena mikrostruktura različnih avstenitnih in feritnih faz se deformira7. Zato je preučevanje lastnosti mikrodomen takšnih filmov na ravni elektronske strukture ključnega pomena za razumevanje korozije SDSS in zahteva kompleksne eksperimentalne tehnike. Do sedaj površinsko občutljive metode, kot sta Augerjeva elektronska spektroskopija11 in rentgenska fotoelektronska spektroskopija12,13,14,15, ter sistem trdih rentgenskih fotoelektronov, razlikujejo, vendar pogosto ne uspejo ločiti kemijskih stanj istega elementa v različnih točkah v prostoru na nanoskali. Več nedavnih študij je povezalo lokalno oksidacijo kroma z opaženim korozijskim obnašanjem 17 avstenitnih nerjavnih jekel, 18 martenzitnih nerjavnih jekel in SDSS 19, 20. Vendar so se te študije osredotočile predvsem na vpliv heterogenosti Cr (npr. oksidacijsko stanje Cr3+) na korozijsko odpornost. Lateralno heterogenost v oksidacijskih stanjih elementov lahko povzročijo različne spojine z enakimi sestavnimi elementi, kot so železovi oksidi. Te spojine podedujejo termomehansko obdelano majhno velikost, ki je tesno druga ob drugi, vendar se razlikujejo po sestavi in ​​oksidacijskem stanju 16, 21. Zato je za razkritje uničenja oksidnih filmov in nato jamkastega nastanka potrebno razumevanje površinske nehomogenosti na mikroskopski ravni. Kljub tem zahtevam kvantitativne ocene, kot je lateralna oksidacijska heterogenost, zlasti železa na nano/atomski ravni, še vedno primanjkuje, njihov pomen za korozijsko odpornost pa ostaja neraziskan. Do nedavnega je bilo kemijsko stanje različnih elementov, kot sta Fe in Ca, kvantitativno opisano na jeklenih vzorcih z uporabo mehke rentgenske fotoelektronske mikroskopije (X-PEEM) v nanometrskih sinhrotronskih sevalnih napravah. V kombinaciji s kemično občutljivimi tehnikami rentgenske absorpcijske spektroskopije (XAS) X-PEEM omogoča meritve XAS z visoko prostorsko in spektralno ločljivostjo, kar zagotavlja kemijske informacije o elementni sestavi in ​​njenem kemijskem stanju s prostorsko ločljivostjo do nanometrske lestvice 23. To spektroskopsko opazovanje mesta začetka pod mikroskopom olajša lokalne kemijske poskuse in lahko prostorsko prikaže prej neraziskane kemijske spremembe v plasti Fe.
Ta študija razširja prednosti PEEM pri odkrivanju kemijskih razlik na nanoskali in predstavlja pronicljivo metodo analize površine na atomski ravni za razumevanje korozijskega vedenja Ce-2507. Uporablja podatke K-means kemometrije24 za kartiranje globalne kemijske sestave (heterogenosti) vključenih elementov, pri čemer so njihova kemijska stanja predstavljena v statistični predstavitvi. Za razliko od tradicionalnega primera korozije, ki jo povzroči preboj filma kromovega oksida, se trenutna slaba pasivizacija in slaba korozijska odpornost pripisujeta lokaliziranim nanootokom, bogatim z Fe3+, v bližini plasti oksida Fe/Cr, kar je lahko posledica zaščitnih oksidov. Na mestu preboja se tvori film, ki povzroča korozijo.
Korozijsko obnašanje deformiranega SDSS 2507 je bilo najprej ocenjeno z elektrokemičnimi meritvami. Na sliki 1 sta prikazani Nyquistova in Bodejeva krivulja za izbrane vzorce v kislih (pH = 1) vodnih raztopinah FeCl3 pri sobni temperaturi. Izbrani elektrolit deluje kot močno oksidacijsko sredstvo, kar označuje nagnjenost pasivacijskega filma k razgradnji. Čeprav material ni bil podvržen stabilni jamkasti koroziji pri sobni temperaturi, so te analize omogočile vpogled v morebitne dogodke odpovedi in postkorozijske procese. Za prilagajanje spektrov elektrokemijske impedančne spektroskopije (EIS) je bilo uporabljeno ekvivalentno vezje (slika 1d), ustrezni rezultati prilagajanja pa so prikazani v tabeli 1. Pri testiranju vzorcev, obdelanih z raztopino in vroče obdelanih, so se pojavili nepopolni polkrogi, medtem ko so bili ustrezni stisnjeni polkrogi hladno valjani (slika 1b). V spektru EIS se lahko polmer polkroga šteje za polarizacijsko upornost (Rp)25,26. Vrednost Rp za SDSS, obdelan z raztopino, v tabeli 1 je približno 135 kΩ cm-2, vendar pa za vroče obdelan in hladno valjan SDSS vidimo precej nižje vrednosti, in sicer 34,7 oziroma 2,1 kΩ cm–2. To znatno zmanjšanje Rp kaže na škodljiv vpliv plastične deformacije na pasivizacijo in korozijsko odpornost, kot je prikazano v prejšnjih poročilih 27, 28, 29, 30.
a Nyquistov, b, c Bodejev impedančni in fazni diagram ter ekvivalentni model vezja za d, kjer je RS upornost elektrolita, Rp polarizacijska upornost in QCPE oksidni element s konstantno fazo, uporabljen za modeliranje neidealne kapacitivnosti (n). Meritve EIS so bile izvedene pri potencialu brez obremenitve.
Konstante prvega reda so prikazane na Bodejevem diagramu, visokofrekvenčna plato pa predstavlja upornost elektrolita RS26. Z zmanjševanjem frekvence se impedanca povečuje in pojavi se negativni fazni kot, kar kaže na prevlado kapacitivnosti. Fazni kot se poveča, ohrani svojo največjo vrednost v relativno širokem frekvenčnem območju, nato pa se zmanjša (slika 1c). Vendar pa je v vseh treh primerih ta največja vrednost še vedno manjša od 90°, kar kaže na neidealno kapacitivno vedenje zaradi kapacitivne disperzije. Zato se konstantni fazni element QCPE (CPE) uporablja za predstavitev porazdelitve medfazne kapacitivnosti, ki izhaja iz hrapavosti ali nehomogenosti površine, zlasti v smislu atomske skale, fraktalne geometrije, poroznosti elektrode, neenakomernega potenciala in od površine odvisne porazdelitve toka. Geometrija elektrode31,32. Impedanca CPE:
kjer je j imaginarno število in ω kotna frekvenca. QCPE je frekvenčno neodvisna konstanta, sorazmerna z aktivno odprto površino elektrolita. n je brezrazsežno število moči, ki opisuje odstopanje od idealnega kapacitivnega obnašanja kondenzatorja, tj. bližje kot je n 1, bližje je CPE čisti kapacitivnosti, in če je n blizu nič, je to upornost. Majhno odstopanje n, blizu 1, kaže na neidealno kapacitivno obnašanje površine po polarizacijskem testiranju. QCPE hladno valjanega SDSS je veliko višji kot pri podobnih izdelkih, kar pomeni, da je kakovost površine manj enakomerna.
V skladu z večino lastnosti korozijske odpornosti nerjavnih jekel relativno visoka vsebnost Cr v SDSS na splošno povzroči boljšo korozijsko odpornost SDSS zaradi prisotnosti pasivnega zaščitnega oksidnega filma na površini17. Ta pasivacijski film je običajno bogat z oksidi in/ali hidroksidi Cr3+, ki večinoma vključujejo okside Fe2+, Fe3+ in/ali (oksi)hidrokside33. Kljub enaki enakomernosti površine, pasivacijskemu oksidnemu sloju in odsotnosti vidnih razpok na površini, kot je bilo ugotovljeno z mikroskopskimi slikami,6,7 je korozijsko obnašanje vroče obdelanih in hladno valjanih SDSS drugačno in zato zahteva poglobljeno preučevanje deformacijske mikrostrukture in strukturnih značilnosti jekla.
Mikrostruktura deformiranega nerjavnega jekla je bila kvantitativno raziskana z uporabo notranjih in sinhrotronskih visokoenergijskih rentgenskih žarkov (dodatni sliki 1, 2). Podrobna analiza je podana v dodatnih informacijah. Čeprav to večinoma ustreza vrsti glavne faze, so bile ugotovljene razlike v volumskih deležih faz, ki so navedene v dodatni tabeli 1. Razlika je lahko posledica heterogenega faznega deleža na površini in volumskega deleža (XRD), ki je bil podvržen različni globini detekcije z uporabo rentgenske difrakcije z različnimi viri energije vpadnih fotonov. Relativno večji delež avstenita v hladno valjanih vzorcih, določen z XRD iz laboratorijskega vira, kaže na boljšo pasivizacijo in posledično boljšo korozijsko odpornost35, medtem ko natančnejši in statistični rezultati kažejo na nasprotne trende v faznih deležih. Poleg tega je korozijska odpornost jekla odvisna tudi od stopnje prečiščevanja zrn, zmanjšanja velikosti zrn, povečanja mikrodeformacij in gostote dislokacij, ki se pojavijo med termomehansko obdelavo36,37,38. Vroče obdelani vzorci kažejo bolj zrnato naravo, kar kaže na zrna mikronske velikosti, medtem ko gladki obroči, opaženi pri hladno valjanih vzorcih (dodatna slika 3), kažejo na znatno zmehčanje zrn do nanometrskega obsega v prejšnji raziskavi6, kar bi moralo prispevati k pasivizaciji filma in povečanju korozijske odpornosti. Višja gostota dislokacij je običajno povezana z nižjo odpornostjo proti jamkam, kar se dobro ujema z elektrokemijskimi meritvami.
Spremembe kemijskih stanj mikrodomen elementarnih elementov so bile sistematično preučene z uporabo X-PEEM. Kljub obilici legirnih elementov so bili tukaj izbrani Cr, Fe, Ni in Ce39, ker je Cr ključni element za nastanek pasivacijskega filma, Fe je glavni element v jeklu, Ni pa izboljša pasivizacijo in uravnava feritno-avstenitno fazno strukturo ter namen modificiranja Ce. Z nastavitvijo energije sinhrotronskega sevanja je bil RAS prevlečen s površine z glavnimi značilnostmi Cr (rob L2.3), Fe (rob L2.3), Ni (rob L2.3) in Ce (rob M4.5). Vroče oblikovanje in hladno valjanje Ce-2507 SDSS. Ustrezna analiza podatkov je bila izvedena z vključitvijo energijske kalibracije z objavljenimi podatki (npr. XAS 40, 41 na Fe L2, 3 robovi).
Na sliki 2 so prikazane slike X-PEEM vroče obdelanega (slika 2a) in hladno valjanega (slika 2d) Ce-2507 SDSS in ustreznih XAS robov Cr in Fe L2,3 na individualno označenih mestih. Rob L2,3 XAS sondira nezasedena 3d stanja po fotoekscitaciji elektronov na nivojih cepitve spin-orbit 2p3/2 (rob L3) in 2p1/2 (rob L2). Informacije o valentnem stanju Cr so bile pridobljene iz XAS na robu L2,3 na sliki 2b, e. Primerjava s sodniškimi mnenji 42,43 je pokazala, da so bili v bližini roba L3 opaženi štirje vrhovi, imenovani A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) in D (582,2 eV), ki odražajo oktaedrski Cr3+, ki ustreza ionu Cr2O3. Eksperimentalni spektri se ujemajo s teoretičnimi izračuni, prikazanimi na ploščah b in e, pridobljenimi iz večkratnih izračunov kristalnega polja na vmesniku Cr L2.3 z uporabo kristalnega polja 2,0 eV44. Obe površini vroče obdelanega in hladno valjanega SDSS sta prevlečeni z relativno enakomerno plastjo Cr2O3.
a) termična slika X-PEEM termično deformiranega SDSS, ki ustreza b robu Cr L2.3 in c robu Fe L2.3, d) termična slika X-PEEM hladno valjanega SDSS, ki ustreza e robu Cr L2.3 in f robu Fe L2.3 (f). Spektri XAS so prikazani na različnih prostorskih položajih, označenih na termičnih slikah (a, d), oranžne pikčaste črte v (b) in (e) predstavljajo simulirane spektre XAS Cr3+ z vrednostjo kristalnega polja 2,0 eV. Za slike X-PEEM uporabite termično paleto za izboljšanje berljivosti slike, kjer so barve od modre do rdeče sorazmerne z intenzivnostjo absorpcije rentgenskih žarkov (od nizke do visoke).
Ne glede na kemijsko okolje teh kovinskih elementov je kemijsko stanje dodatkov legirnih elementov Ni in Ce za oba vzorca ostalo nespremenjeno. Dodatna risba. Slike 5–9 prikazujejo slike X-PEEM in ustrezne spektre XAS za Ni in Ce na različnih mestih na površini vroče obdelanih in hladno valjanih vzorcev. Ni XAS prikazuje oksidacijska stanja Ni2+ po celotni izmerjeni površini vroče obdelanih in hladno valjanih vzorcev (dodatna razprava). Treba je opozoriti, da pri vroče obdelanih vzorcih signal XAS Ce ni bil opažen, medtem ko je bil pri hladno valjanih vzorcih opažen spekter Ce3+. Opazovanje madežev Ce v hladno valjanih vzorcih je pokazalo, da se Ce pojavlja predvsem v obliki oborin.
V termično deformiranem SDSS ni bilo opaziti lokalne strukturne spremembe v XAS na robu Fe L2,3 (slika 2c). Vendar pa Fe matrika mikroregionalno spremeni svoje kemijsko stanje na sedmih naključno izbranih točkah hladno valjanega SDSS, kot je prikazano na sliki 2f. Poleg tega so bile za natančno predstavo o spremembah stanja Fe na izbranih lokacijah na sliki 2f izvedene lokalne površinske študije (slika 3 in dodatna slika 10), pri katerih so bila izbrana manjša krožna območja. XAS spektri roba Fe L2,3 sistemov α-Fe2O3 in oktaedrskih oksidov Fe2+ so bili modelirani z več izračuni kristalnih polj z uporabo kristalnih polj 1,0 (Fe2+) in 1,0 (Fe3+)44. Ugotavljamo, da imata α-Fe2O3 in γ-Fe2O3 različni lokalni simetriji45,46, Fe3O4 ima kombinacijo Fe2+ in Fe3+,47, FeO45 pa je formalno dvovalentni Fe2+ oksid (3d6). Ugotavljamo, da imata α-Fe2O3 in γ-Fe2O3 različni lokalni simetriji45,46, Fe3O4 ima kombinacijo Fe2+ in Fe3+,47, FeO45 pa kot formalno dvovalentni Fe2+ oksid (3d6).Upoštevajte, da imata α-Fe2O3 in γ-Fe2O3 različni lokalni simetriji45,46, Fe3O4 združuje tako Fe2+ kot Fe3+,47 in FeO45 v obliki formalno dvovalentnega oksida Fe2+ (3d6).Upoštevajte, da imata α-Fe2O3 in γ-Fe2O3 različni lokalni simetriji45,46, Fe3O4 ima kombinacijo Fe2+ in Fe3+,47 in FeO45 deluje kot formalni dvovalentni Fe2+ oksid (3d6). Vsi ioni Fe3+ v α-Fe2O3 imajo samo položaje Oh, medtem ko γ-Fe2O3 običajno predstavlja Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinel s prostimi mesti v položajih eg. Zato imajo ioni Fe3+ v γ-Fe2O3 tako položaj Td kot položaj Oh. Kot je bilo omenjeno v prejšnjem članku,45 čeprav je razmerje intenzivnosti obeh različno, je njuno razmerje intenzivnosti eg/t2g ≈1, medtem ko je v tem primeru opazovano razmerje intenzivnosti eg/t2g približno 1. To izključuje možnost, da je v trenutni situaciji prisoten samo Fe3+. Če upoštevamo primer Fe3O4 z Fe2+ in Fe3+, prva značilnost, za katero je znano, da ima šibkejši (močnejši) rob L3 za Fe, kaže na manjše (večje) število nezasedenih stanj t2g. To velja za Fe2+ (Fe3+), kar kaže, da prva značilnost povečanja kaže na povečanje vsebnosti Fe2+47. Ti rezultati kažejo, da na hladno valjani površini kompozitov prevladuje soobstoj Fe2+ in γ-Fe2O3, α-Fe2O3 in/ali Fe3O4.
Povečane slike fotoelektronskega termičnega slikanja XAS spektrov (a, c) in (b, d), ki prečkajo rob Fe L2,3 na različnih prostorskih položajih znotraj izbranih območij 2 in E na sliki 2d.
Pridobljeni eksperimentalni podatki (slika 4a in dopolnilna slika 11) so prikazani in primerjani s podatki za čiste spojine 40, 41, 48. Tri različne vrste eksperimentalno opazovanih Fe L-robnih XAS spektrov (XAS-1, XAS-2 in XAS-3: slika 4a). Zlasti spekter 2-a (označen kot XAS-1) na sliki 3b, ki mu sledi spekter 2-b (označen kot XAS-2), je bil opazovan na celotnem območju detekcije, medtem ko so bili spektri, kot je E-3, opaženi na sliki 3d (označen kot XAS-3), opaženi na določenih lokacijah. Praviloma so bili za identifikacijo obstoječih valentnih stanj v preučevanem vzorcu uporabljeni štirje parametri: (1) spektralne značilnosti L3 in L2, (2) energijski položaji značilnosti L3 in L2, (3) energijska razlika L3-L2, (4) razmerje intenzivnosti L2/L3. Glede na vizualna opazovanja (slika 4a) so na preučevani površini SDSS prisotne vse tri komponente Fe, in sicer Fe0, Fe2+ in Fe3+. Izračunano razmerje intenzivnosti L2/L3 je prav tako pokazalo prisotnost vseh treh komponent.
Simulirani XAS spektri Fe s tremi različnimi opazovanimi eksperimentalnimi podatki (polne črte XAS-1, XAS-2 in XAS-3 ustrezajo 2-a, 2-b in E-3 na sliki 2 in 3). Primerjava, oktaedri Fe2+, Fe3+ z vrednostmi kristalnega polja 1,0 eV oziroma 1,5 eV, eksperimentalni podatki, izmerjeni z bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) in ustrezni optimizirani podatki LCF (polna črna črta), ter tudi v obliki XAS-3 spektrov s standardoma Fe3O4 (mešano stanje Fe) in Fe2O3 (čisti Fe3+).
Za kvantifikacijo sestave železovega oksida je bila uporabljena linearna kombinacija (LCF) treh standardov 40, 41 in 48. LCF je bila uporabljena za tri izbrane spektre Fe L-robe XAS, ki kažejo največji kontrast, in sicer XAS-1, XAS-2 in XAS-3, kot je prikazano na sliki 4b–d. Pri LCF-prilagajanjih je bilo v vseh primerih upoštevanih 10 % Fe0, ker smo v vseh podatkih opazili majhen rob, pa tudi zato, ker je kovinsko železo glavna sestavina jekla. Dejansko je globina preizkusa X-PEEM za Fe (~6 nm)49 večja od ocenjene debeline oksidacijske plasti (nekoliko > 4 nm), kar omogoča zaznavanje signala iz železove matrice (Fe0) pod pasivizacijsko plastjo. Dejansko je globina preizkusa X-PEEM za Fe (~6 nm)49 večja od ocenjene debeline oksidacijske plasti (nekoliko > 4 nm), kar omogoča zaznavanje signala iz železove matrice (Fe0) pod pasivizacijsko plastjo. Dejansko je preizkusna globina X-PEEM za Fe (~ 6 nm)49 večja od domnevne debeline oksidacijske plasti (nekaj > 4 nm), kar omogoča odkrivanje signala iz železne matrice (Fe0) pod pasivno plastjo. Dejansko je globina sonde X-PEEM za Fe (~6 nm)49 večja od predpostavljene debeline oksidacijske plasti (nekoliko >4 nm), kar omogoča zaznavanje signala iz železove matrice (Fe0) pod pasivacijsko plastjo.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（略> 4 nm，允许检测来自钝化层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略> 4 nm） 允许 检测来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号信号 信号 信号Dejstvo je, da je odkrita globina Fe (~ 6 nm) 49 z X-PEEM večja od domnevne debeline oksidne plasti (nezmogoče > 4 nm), kar omogoča odkrivanje signala iz železne matrice (Fe0) pod pasivno plastjo. Pravzaprav je globina zaznavanja Fe (~6 nm) 49 z X-PEEM večja od pričakovane debeline oksidne plasti (nekoliko > 4 nm), kar omogoča zaznavanje signala iz železove matrice (Fe0) pod pasivizacijsko plastjo. .Izvedene so bile različne kombinacije Fe2+ in Fe3+, da bi našli najboljšo možno rešitev za opazovane eksperimentalne podatke. Slika 4b prikazuje spekter XAS-1 za kombinacijo Fe2+ in Fe3+, kjer sta bila deleža Fe2+ in Fe3+ podobna za približno 45 %, kar kaže na mešana oksidacijska stanja Fe. Medtem ko pri spektru XAS-2 odstotek Fe2+ in Fe3+ postane ~30 % oziroma 60 %, je Fe2+ ​​manjši od Fe3+. Razmerje med Fe2+ in Fe3, ki je enako 1:2, pomeni, da se lahko Fe3O4 tvori v enakem razmerju med ioni Fe. Poleg tega pri spektru XAS-3 odstotek Fe2+ in Fe3+ postane ~10 % oziroma 80 %, kar kaže na večjo pretvorbo Fe2+ v Fe3+. Kot je navedeno zgoraj, lahko Fe3+ izvira iz α-Fe2O3, γ-Fe2O3 ali Fe3O4. Da bi razumeli najverjetnejši vir Fe3+, je bil spekter XAS-3 prikazan z različnimi standardi Fe3+ na sliki 4e, kar kaže na podobnost z obema standardoma, če upoštevamo vrh B. Vendar pa intenzivnost ramenskih vrhov (A: iz Fe2+) in razmerje intenzivnosti B/A kažeta, da je spekter XAS-3 blizu, vendar ne sovpada s spektrom γ-Fe2O3. V primerjavi z γ-Fe2O3 v razsutem stanju ima vrh Fe2p XAS A SDSS nekoliko višjo intenzivnost (slika 4e), kar kaže na višjo intenzivnost Fe2+. Čeprav je spekter XAS-3 podoben spektru γ-Fe2O3, kjer je Fe3+ prisoten v položajih Oh in Td, ostaja identifikacija različnih valentnih stanj in koordinacije le vzdolž roba L2,3 ali razmerja intenzivnosti L2/L3 problem, ki je zaradi kompleksnosti različnih dejavnikov, ki vplivajo na končni spekter, še vedno tema nenehnih razprav41.
Poleg spektralnih razlik v kemijskem stanju izbranih območij zanimanja, opisanih zgoraj, je bila ocenjena tudi globalna kemijska heterogenost ključnih elementov Cr in Fe z razvrščanjem vseh XAS spektrov, pridobljenih na površini vzorca, z uporabo metode K-means združevanja v skupine. . Profili robov Cr L so nastavljeni tako, da tvorijo dva optimalna grozda, prostorsko razporejena v vroče obdelanih in hladno valjanih vzorcih, prikazanih na sliki 5. Jasno je, da se nobene lokalne strukturne spremembe ne zaznavajo kot podobne, saj sta centroida XAS Cr spektrov primerljiva. Ti spektralni obliki obeh grozdov sta skoraj enaki tistim, ki ustrezajo Cr2O342, kar pomeni, da so plasti Cr2O3 relativno enakomerno razporejene na SDSS.
Cr L K pomeni grozde robnih območij, b pa ustrezne XAS centroide. Rezultati primerjave K-means X-PEEM hladno valjanih SDSS: c Cr L2.3 robno območje K-means grozdov in d ustrezne XAS centroide.
Za ponazoritev bolj kompleksnih robnih zemljevidov FeL so bili za vroče obdelane oziroma hladno valjane vzorce uporabljeni štirje oziroma pet optimiziranih grozdov in njihovi pripadajoči centroidi (spektralni profili). Zato je mogoče odstotek (%) Fe2+ in Fe3+ dobiti s prilagajanjem LCF, prikazanega na sliki 4. Psevdoelektrodni potencial Epseudo kot funkcija Fe0 je bil uporabljen za razkritje mikrokemične nehomogenosti površinskega oksidnega filma. Epseudo je grobo ocenjen s pravilom mešanja,
kjer je \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) enako \(\rm{Fe} + 2e^ – \ do \rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 oziroma 0,036 V. Območja z nižjim potencialom imajo višjo vsebnost spojine Fe3+. Porazdelitev potenciala v termično deformiranih vzorcih ima plastovito strukturo z največjo spremembo približno 0,119 V (slika 6a, b). Ta porazdelitev potenciala je tesno povezana s topografijo površine (slika 6a). Drugih sprememb, odvisnih od položaja, v spodnji laminarni notranjosti niso opazili (slika 6b). Nasprotno pa lahko pri povezavi različnih oksidov z različno vsebnostjo Fe2+ in Fe3+ v hladno valjanem SDSS opazimo neenakomerno naravo psevdopotenciala (slika 6c, d). Oksidi in/ali (oksi)hidroksidi Fe3+ so glavne sestavine rje v jeklu in so prepustni za kisik in vodo50. V tem primeru se otoki, bogati z Fe3+, štejejo za lokalno porazdeljene in jih je mogoče obravnavati kot korodirana območja. Hkrati se lahko kot indikator za lokalizacijo aktivnih korozijskih mest uporabi gradient v potencialnem polju in ne absolutna vrednost potenciala. Ta neenakomerna porazdelitev Fe2+ in Fe3+ na površini hladno valjanega SDSS lahko spremeni lokalno kemijo in zagotovi bolj praktično aktivno površino pri razgradnji oksidnega filma in korozijskih reakcijah, s čimer omogoča neprekinjeno korozijo osnovne kovinske matrike, kar povzroči notranjo korozijo. heterogenost lastnosti in zmanjšanje zaščitnih lastnosti pasivizacijske plasti.
K-means grozdi in ustrezni XAS centroidi v robnem območju Fe L2.3 vroče deformiranega X-PEEM ac in df hladno valjanega SDSS. a, d K-means grozdni diagrami, prekrivni s slikami X-PEEM. Izračunani psevdoelektrodni potencial (Epseudo) je omenjen skupaj s K-means grozdnim diagramom. Svetlost slike X-PEEM je, tako kot barva na sliki 2, sorazmerna z intenzivnostjo absorpcije rentgenskih žarkov.
Relativno enoten Cr, vendar različno kemijsko stanje Fe, vodi do različnih poškodb oksidnega filma in vzorcev korozije pri vroče obdelani in hladno valjani Ce-2507. Ta lastnost hladno valjane Ce-2507 je bila dobro preučena. Glede na nastanek oksidov in hidroksidov Fe v zunanjem zraku pri tej skoraj nevtralni obdelavi so reakcije naslednje:
Zgornje reakcije se pojavljajo v naslednjih scenarijih, ki temeljijo na analizi X-PEEM. Majhna rama, ki ustreza Fe0, je povezana z osnovnim kovinskim železom. Reakcija kovinskega Fe z okoljem povzroči nastanek plasti Fe(OH)2 (enačba (5)), ki okrepi signal Fe2+ v Fe L-robnem XAS. Dolgotrajna izpostavljenost zraku lahko povzroči nastanek oksidov Fe3O4 in/ali Fe2O3 po Fe(OH)252,53. V zaščitni plasti, bogati s Cr3+, se lahko tvorita tudi dve stabilni obliki Fe, Fe3O4 in Fe2O3, od katerih ima Fe3O4 raje enakomerno in lepljivo strukturo. Prisotnost obeh povzroči mešana oksidacijska stanja (spekter XAS-1). Spekter XAS-2 večinoma ustreza Fe3O4. Medtem ko je opazovanje spektrov XAS-3 na več mestih pokazalo popolno pretvorbo v γ-Fe2O3. Ker je globina prodiranja razgrnjenih rentgenskih žarkov približno 50 nm, signal iz spodnje plasti povzroči večjo intenzivnost vrha A.
XPA spekter kaže, da ima Fe komponenta v oksidnem filmu plastovito strukturo, kombinirano s plastjo Cr oksida. V nasprotju z znaki pasivizacije zaradi lokalne nehomogenosti Cr2O3 med korozijo, kljub enakomerni plasti Cr2O3 v tem delu, v tem primeru opazimo nizko korozijsko odpornost, zlasti pri hladno valjanih vzorcih. Opazovano vedenje lahko razumemo kot heterogenost kemijskega oksidacijskega stanja v zgornji plasti (Fe), kar vpliva na korozijsko delovanje. Zaradi enake stehiometrije zgornje plasti (železov oksid) in spodnje plasti (kromov oksid)52,53 boljša interakcija (adhezija) med njima vodi do počasnega transporta kovinskih ali kisikovih ionov v mreži, kar posledično vodi do povečanja korozijske odpornosti. Zato je neprekinjeno stehiometrično razmerje, tj. eno oksidacijsko stanje Fe, boljše od nenadnih stehiometričnih sprememb. Toplotno deformiran SDSS ima bolj enakomerno površino, gostejšo zaščitno plast in boljšo korozijsko odpornost. Medtem ko pri hladno valjanem SDSS prisotnost otokov, bogatih z Fe3+, pod zaščitno plastjo krši celovitost površine in povzroča galvansko korozijo z bližnjim substratom, kar vodi do močnega padca Rp (tabela 1). Spekter EIS in njegova korozijska odpornost se zmanjšata. Vidimo lahko, da lokalna porazdelitev otokov, bogatih z Fe3+, zaradi plastične deformacije vpliva predvsem na korozijsko odpornost, kar je preboj v tem delu. Zato ta študija predstavlja spektroskopske mikroskopske slike zmanjšanja korozijske odpornosti vzorcev SDSS, preučevanih z metodo plastične deformacije.
Poleg tega, čeprav legiranje z redkozemeljskimi elementi v dvofaznih jeklih kaže boljše rezultate, ostaja interakcija tega aditivnega elementa s posamezno jekleno matrico glede korozijskega obnašanja po podatkih spektroskopske mikroskopije nejasna. Pojav signalov Ce (preko XAS M-robov) se pojavi le na nekaj mestih med hladnim valjanjem, vendar izgine med vročo deformacijo SDSS, kar kaže na lokalno izločanje Ce v jekleni matrici in ne na homogeno legiranje. Čeprav prisotnost redkozemeljskih elementov ne izboljša bistveno mehanskih lastnosti SDSS6,7, zmanjša velikost vključkov in naj bi zavirala jamkasto nastanek v začetnem območju54.
Skratka, to delo razkriva vpliv površinske heterogenosti na korozijo nerjavečega jekla 2507, modificiranega s cerijem, s kvantifikacijo kemične vsebnosti nanoskalnih komponent. Na vprašanje, zakaj nerjaveče jeklo korodira tudi pod zaščitno oksidno plastjo, odgovarjamo s kvantifikacijo njegove mikrostrukture, površinske kemije in obdelave signalov z uporabo K-means gručenja. Ugotovljeno je bilo, da so otoki, bogati z Fe3+, vključno z njihovo oktaedrsko in tetraedrsko koordinacijo vzdolž celotne značilnosti mešanega Fe2+/Fe3+, vir poškodb in korozije hladno valjanega oksidnega filma SDSS. Nanootoki, v katerih prevladuje Fe3+, vodijo do slabe korozijske odpornosti tudi v prisotnosti zadostne stehiometrične pasivizacijske plasti Cr2O3. Poleg metodološkega napredka pri določanju vpliva nanoskalne kemične heterogenosti na korozijo se pričakuje, da bo nenehno delo navdihnilo inženirske procese za izboljšanje korozijske odpornosti nerjavnih jekel med proizvodnjo jekla.
Za pripravo ingota Ce-2507 SDSS, uporabljenega v tej študiji, je bila mešana sestava, ki je vključevala predzlitino Fe-Ce, zatesnjeno s čisto železno cevjo, taljena v 150 kg srednjefrekvenčni indukcijski peči, da se je dobilo staljeno jeklo, in nato vlita v kalup. Izmerjene kemijske sestave (mas. %) so navedene v dodatni tabeli 2. Ingoti so bili najprej vroče kovani v bloke. Nato so bili žarjeni pri 1050 °C 60 minut, da so dobili jeklo v stanju trdne raztopine, in nato hlajeni v vodi na sobno temperaturo. Preučevani vzorci so bili podrobno preučeni z uporabo TEM in DOE za preučevanje faz, velikosti zrn in morfologije. Podrobnejše informacije o vzorcih in proizvodnem procesu je mogoče najti v drugih virih6,7.
Valjasti vzorci (φ10 mm × 15 mm) za vroče stiskanje so bili obdelani tako, da je bila os valja vzporedna s smerjo deformacije bloka. Visokotemperaturno stiskanje je bilo izvedeno pri različnih temperaturah v območju 1000–1150 °C z uporabo termičnega simulatorja Gleeble-3800 pri konstantni hitrosti deformacije v območju 0,01–10 s-1. Pred deformacijo so bili vzorci segrevani s hitrostjo 10 °C s-1 2 minuti pri izbrani temperaturi, da se je odpravil temperaturni gradient. Po doseganju enakomernosti temperature je bil vzorec deformiran do dejanske vrednosti deformacije 0,7. Po deformaciji so bili vzorci takoj popuščeni z vodo, da se je ohranila deformirana struktura. Utrjeni vzorec je bil nato razrezan vzporedno s smerjo stiskanja. Za to posebno študijo smo izbrali vzorec s pogojem vroče deformacije 1050 °C, 10 s-1, ker je bila opažena mikrotrdota višja kot pri drugih vzorcih7.
Masivni vzorci trdne raztopine Ce-2507 velikosti 80 × 10 × 17 mm3 so bili uporabljeni v trifaznem asinhronem dvovaljnem mlinu LG-300 z najboljšimi mehanskimi lastnostmi med vsemi drugimi stopnjami deformacije6. Hitrost deformacije in zmanjšanje debeline za vsako pot sta 0,2 m·s-1 oziroma 5 %.
Za elektrokemijske meritve SDSS je bila uporabljena elektrokemijska delovna postaja Autolab PGSTAT128N po hladnem valjanju do 90-odstotnega zmanjšanja debeline (1,0 ekvivalentna prava deformacija) in po vročem stiskanju pri 1050 °C 10 s-1 do prave deformacije 0,7. Delovna postaja ima celico s tremi elektrodami z nasičeno kalomelovo elektrodo kot referenčno elektrodo, grafitno protielektrodo in vzorcem SDSS kot delovno elektrodo. Vzorci so bili razrezani v valje s premerom 11,3 mm, na stranice katerih so bile spajkane bakrene žice. Vzorce so nato pritrdili z epoksidno smolo, pri čemer je kot delovna elektroda (spodnja stran valjastega vzorca) ostala odprta površina 1 cm2. Med strjevanjem epoksidne smole in kasnejšim brušenjem ter poliranjem bodite previdni, da se izognete razpokam. Delovne površine so bile brušene in polirane z diamantno polirno suspenzijo z velikostjo delcev 1 μm, oprane z destilirano vodo in etanolom ter posušene na hladnem zraku. Pred elektrokemičnimi meritvami so bili polirani vzorci več dni izpostavljeni zraku, da se je oblikoval naravni oksidni film. Vodna raztopina FeCl3 (6,0 mas. %), stabilizirana na pH = 1,0 ± 0,01 s HCl v skladu s priporočili ASTM, se uporablja za pospešitev korozije nerjavečega jekla55, ker je jedko v prisotnosti kloridnih ionov z močno oksidacijsko sposobnostjo in nizkim pH. Okoljski standardi G48 in A923. Vzorec potopite v preskusno raztopino za 1 uro, da dosežete skoraj ustaljeno stanje, preden izvedete kakršne koli meritve. Pri vzorcih v trdni raztopini, vroče oblikovanih in hladno valjanih vzorcih so bile meritve impedance izvedene pri potencialih odprtega tokokroga (OPC) 0,39, 0,33 oziroma 0,25 V v frekvenčnem območju od 1 x 105 do 0,1 Hz z amplitudo 5 mV. Vsi kemijski preskusi so bili ponovljeni vsaj 3-krat pod enakimi pogoji, da se zagotovi ponovljivost podatkov.
Za meritve HE-SXRD so bili izmerjeni pravokotni dupleksni jekleni bloki dimenzij 1 × 1 × 1,5 mm3, da bi kvantificirali fazno sestavo žarka Brockhouseovega visokoenergijskega wigglerja v CLS v Kanadi56. Zbiranje podatkov je bilo izvedeno v Debye-Scherrerjevi geometriji ali transmisijski geometriji pri sobni temperaturi. Valovna dolžina rentgenskih žarkov, kalibrirana s kalibratorjem LaB6, je 0,212561 Å, kar ustreza 58 keV, kar je veliko več kot pri Cu Kα (8 keV), ki se običajno uporablja kot laboratorijski vir rentgenskih žarkov. Vzorec je bil nameščen na razdalji 740 mm od detektorja. Detekcijski volumen vsakega vzorca je 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, kar je določeno z velikostjo žarka in debelino vzorca. Vsi podatki so bili zbrani z uporabo Perkin Elmerjevega površinskega detektorja, ploščatega rentgenskega detektorja, 200 µm slikovnih pik, 40 × 40 cm2, z uporabo časa osvetlitve 0,3 s in 120 slikovnih pik.
Meritve X-PEEM dveh izbranih modelnih sistemov so bile izvedene na končni postaji Beamline MAXPEEM PEEM v laboratoriju MAX IV (Lund, Švedska). Vzorci so bili pripravljeni na enak način kot za elektrokemijske meritve. Pripravljeni vzorci so bili več dni shranjeni na zraku in razplinjeni v komori z ultra visokim vakuumom, preden so bili obsevani s sinhrotronskimi fotoni. Energijska ločljivost žarkovne linije je bila pridobljena z merjenjem spektra ionskega izkoristka v vzbujevalnem območju od N 1 s do 1\(\pi _g^ \ast\) blizu hv = 401 eV v N2 z odvisnostjo energije fotona od E3/2, 57. Aproksimacijski spektri so dali ΔE (širino spektralne črte) približno 0,3 eV v izmerjenem energijskem območju. Zato je bila energijska ločljivost žarkovne linije ocenjena na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 in pretok ≈1012 ph/s z uporabo modificiranega monokromatorja SX-700 z mrežico Si 1200 linij mm−1 za rob Fe 2p L2,3, rob Cr 2p L2,3, rob Ni 2p L2,3 in rob Ce M4,5. Zato je bila energijska ločljivost žarkovnega snopa ocenjena na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 in pretok ≈1012 ph/s z uporabo modificiranega monokromatorja SX-700 z mrežico Si 1200 linij mm−1 za rob Fe 2p L2.3, rob Cr 2p L2.3, rob Ni 2p L2.3 in rob Ce M4.5. Tako je bila energetska razdelilnost kanala pučka ocenjena kot E/∆E = 700 éV/0,3 éV > 2000 in tok ≈1012 f/s pri uporabi modificiranega monohromatorja SX-700 z rezilom Si 1200 strihov/mm za Fe kromo 2p L2,3, kromo Cr 2p L2,3, kromo Ni 2p L2,3 in kroma Ce M4,5. Tako je bila energijska ločljivost kanala žarka ocenjena kot E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 in pretok ≈1012 f/s z uporabo modificiranega monokromatorja SX-700 z Si rešetko 1200 linij/mm za Fe rob 2p L2,3, Cr rob 2p L2,3, Ni rob 2p L2,3 in Ce rob M4,5.Si 1200 线mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 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 ， 使用 带有带有 1200 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘。Torej, pri uporabi modificiranega monokromatorja SX-700 z 1200-črtno Si mrežico. 3, Cr rob 2p L2.3, Ni rob 2p L2.3 in Ce rob M4.5.Energija fotonov skeniranja v korakih po 0,2 eV. Pri vsaki energiji so bile slike PEEM posnete z optično sklopljenim CMOS detektorjem TVIPS F-216 z 2 x 2 predalčkoma, ki zagotavlja ločljivost 1024 x 1024 slikovnih pik v vidnem polju 20 µm. Čas osvetlitve slik je bil 0,2 s, s povprečjem 16 sličic. Energija slike fotoelektronov je izbrana tako, da zagotavlja največji signal sekundarnih elektronov. Vse meritve so bile izvedene pri normalnem vpadu z uporabo linearno polariziranega fotonskega žarka. Več informacij o meritvah je na voljo v prejšnji študiji. Po preučevanju načina zaznavanja celotnega elektronskega iznosa (TEY) in njegove uporabe v X-PEEM49 je bila poskusna globina te metode ocenjena na približno 4-5 nm za signal Cr in približno 6 nm za Fe. Globina Cr je zelo blizu debelini oksidnega filma (~4 nm)60,61, medtem ko je globina Fe večja od debeline. XRD, zajet na robu FeL, je mešanica XRD železovih oksidov in Fe0 iz matrice. V prvem primeru intenzivnost oddanih elektronov izvira iz vseh možnih vrst elektronov, ki prispevajo k TEY. Vendar pa signal čistega železa zahteva večjo kinetično energijo, da elektroni preidejo skozi oksidno plast na površino in jih analizator zajame. V tem primeru je signal Fe0 predvsem posledica LVV Augerjevih elektronov, pa tudi sekundarnih elektronov, ki jih ti oddajajo. Poleg tega intenzivnost TEY, ki jo prispevajo ti elektroni, upada med potjo pobega elektronov, kar dodatno zmanjša spektralni odziv Fe0 na zemljevidu železa XAS.
Integracija podatkovnega rudarjenja v podatkovno kocko (podatki X-PEEM) je ključni korak pri pridobivanju ustreznih informacij (kemijskih ali fizikalnih lastnosti) z večdimenzionalnim pristopom. Združevanje K-means se pogosto uporablja na več področjih, vključno s strojnim vidom, obdelavo slik, nenadzorovanim prepoznavanjem vzorcev, umetno inteligenco in klasifikacijsko analizo. Združevanje K-means se je na primer dobro obneslo pri združevanju hiperspektralnih slikovnih podatkov. Načeloma lahko algoritem K-means za večznačilne podatke preprosto združi na podlagi informacij o njihovih atributih (lastnostih energije fotonov). Združevanje K-means je iterativni algoritem za delitev podatkov v K neprekrivajočih se skupin (gruč), kjer vsaka slikovna pika pripada določeni gruči, odvisno od prostorske porazdelitve kemične nehomogenosti v mikrostrukturni sestavi jekla. Algoritem K-means vključuje dve fazi: v prvi fazi se izračuna K centroidov, v drugi fazi pa se vsaki točki dodeli gruča s sosednjimi centroidi. Težišče gruče je definirano kot aritmetična sredina podatkovnih točk (XAS spekter) za to gručo. Obstajajo različne razdalje za definiranje sosednjih centroidov kot evklidske razdalje. Za vhodno sliko px,y (kjer sta x in y ločljivost v slikovnih pikah) je CK težišče gruče; to sliko je nato mogoče segmentirati (združiti v gruče) z uporabo K-means63. Zadnji koraki algoritma združevanja K-means so:
Korak 2. Izračunajte pripadnost vseh slikovnih pik glede na trenutni centroid. Na primer, izračuna se iz evklidske razdalje d med središčem in vsakim slikovnim pikom:
3. korak Vsakemu pikslu dodelite najbližji centroid. Nato ponovno izračunajte položaje centroidov K na naslednji način:
4. korak. Postopek (enačbi (7) in (8)) ponavljajte, dokler se centroidi ne zbližajo. Končni rezultati kakovosti združevanja v gruče so močno povezani z najboljšo izbiro začetnih centroidov. Za podatkovno strukturo PEEM jeklenih slik je X (x × y × λ) običajno kocka 3D matričnih podatkov, medtem ko osi x in y predstavljata prostorske informacije (ločljivost slikovnih pik), os λ pa ustreza spektralni sliki energije fotona. Algoritem K-means se uporablja za raziskovanje zanimivih območij v podatkih X-PEEM z ločevanjem slikovnih pik (gruč ali podblokov) glede na njihove spektralne značilnosti in izločanjem najboljših centroidov (spektralni profili XAS) za vsak analit. Uporablja se za preučevanje prostorske porazdelitve, lokalnih spektralnih sprememb, oksidacijskega vedenja in kemijskih stanj. Na primer, algoritem združevanja v gruče K-means je bil uporabljen za območja L-roba Fe in L-roba Cr v vroče obdelanem in hladno valjanem X-PEEM. Za iskanje optimalnih grozdov in centroidov je bilo preizkušenih različno število grozdov K (regij mikrostrukture). Ko so te številke prikazane, se slikovne pike prerazporedijo v ustrezne centroide gruče. Vsaka porazdelitev barv ustreza središču gruče in prikazuje prostorsko razporeditev kemičnih ali fizikalnih objektov. Izluščeni centroidi so linearne kombinacije čistih spektrov.
Podatki, ki podpirajo rezultate te študije, so na voljo na razumno zahtevo ustreznega avtorja WC.
Sieurin, H. in Sandström, R. Lomna žilavost varjenega dupleksnega nerjavnega jekla. Sieurin, H. in Sandström, R. Lomna žilavost varjenega dupleksnega nerjavnega jekla. Sieurin, H. & Sandström, R. Vzkost razrušitve svarnoj dupleksnoj nerjaveče stali. Sieurin, H. in Sandström, R. Lomna žilavost varjenega dupleksnega nerjavnega jekla. 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. Vzkost uničenja svarnih dupleksnih nerjavečih stebel. Sieurin, H. in Sandström, R. Lomna žilavost varjenih dupleksnih nerjavnih jekel.Britanija. Ulomljeni del. kr. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH in Van Der Merwe, J. Korozijska odpornost dupleksnih nerjavnih jekel v izbranih organskih kislinah in okoljih organskih kislin/kloridov. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH in Van Der Merwe, J. Korozijska odpornost dupleksnih nerjavnih jekel v izbranih organskih kislinah in okoljih organskih kislin/kloridov.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. in Van Der Merwe, J. Korozijska odpornost dupleksnih nerjavnih jekel v okoljih z nekaterimi organskimi kislinami in organskimi kislinami/kloridi. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环境中的耐腐蚀性。 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相nerjavno jeklo在选定的organsko酸和organsko酸/klorirano okolje的耐而性性。.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. in Van Der Merwe, J. Korozijska odpornost dupleksnih nerjavnih jekel v izbranih okoljih organskih kislin in organskih kislin/kloridov.konzervans. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. idr. Korozijsko-oksidativno obnašanje dupleksnih zlitin Fe-Al-Mn-C. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. in Balikoev, A. Nova generacija super dupleksnih jekel za opremo za proizvodnjo plina in nafte. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. in Balikoev, A. Nova generacija super dupleksnih jekel za opremo za proizvodnjo plina in nafte.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generacija super dupleksnih jekel za opremo za proizvodnjo nafte in plina.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generacija super dupleksnih jekel za opremo za proizvodnjo plina in nafte. Spletni seminar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. in Uthaisangsuk, V. Raziskava obnašanja vroče deformacije dupleksnega nerjavnega jekla razreda 2507. Metall. Kingklang, S. in Uthaisangsuk, V. Raziskava obnašanja vroče deformacije dupleksnega nerjavnega jekla razreda 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Raziskovanje vedenja vroče deformacije dupleksne nerjaveče stali znamke 2507. Metall. Kingklang, S. in Uthaisangsuk, V. Študija obnašanja vroče deformacije dupleksnega nerjavečega jekla tipa 2507. 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. in Utaisansuk, V. Raziskava obnašanja vroče deformacije dupleksnega nerjavečega jekla tipa 2507. Kovina.alma mater. trans. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Vpliv nadzorovanega hladnega valjanja na mikrostrukturo in mehanske lastnosti s cerijem modificiranega superdupleksnega nerjavnega jekla SAF 2507. alma mater. znanost. Britanija. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Strukturne in mehanske lastnosti, ki jih povzroča toplotna deformacija s cerijem modificiranega superdupleksnega nerjavečega jekla SAF 2507. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. in Zheng, K. Vpliv redkih zemeljskih elementov na oksidacijsko obnašanje avstenitnega jekla pri visokih temperaturah. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. in Zheng, K. Vpliv redkih zemeljskih elementov na oksidacijsko obnašanje avstenitnega jekla pri visokih temperaturah.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. in Zheng K. Vpliv redkih zemeljskih elementov na obnašanje avstenitnega jekla pri visokotemperaturni oksidaciji. 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. in Zheng K. Vpliv redkih zemeljskih elementov na obnašanje avstenitnih jekel pri visokotemperaturni oksidaciji.koros. znanost. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. in Sun, S. Vpliv Ce na mikrostrukturo in lastnosti superferitnih nerjavnih jekel 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. in Sun, S. Vpliv Ce na mikrostrukturo in lastnosti superferitnih nerjavnih jekel 27Cr-3.8Mo-2Ni.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. in Sun S. Vpliv Se na mikrostrukturo in lastnosti superferitnih nerjavnih jekel 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的影响。 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. in Sun, S. Vpliv Ce na mikrostrukturo in lastnosti nerjavečega jekla 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Vplivanje Ce na mikrostrukturo in lastnosti superferritnega nerjavečega stališča 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. in Sun, S. Vpliv Ce na mikrostrukturo in lastnosti superferitnega nerjavnega jekla 27Cr-3,8Mo-2Ni.Železni znak. Steelmak 47, 67–76 (2020).