Hvala, ker ste obiskali Nature.com. Uporabljate različico brskalnika z omejeno podporo za CSS. Za najboljšo izkušnjo priporočamo uporabo posodobljenega brskalnika (ali onemogočanje načina združljivosti v Internet Explorerju). Poleg tega za zagotovitev stalne podpore spletno mesto prikazujemo brez slogov in JavaScripta.
Prikaže vrtiljak treh diapozitivov hkrati. Za premikanje med tremi diapozitivi hkrati uporabite gumba Prejšnji in Naslednji ali pa drsnike na koncu za premikanje med tremi diapozitivi hkrati.
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 sta običajno povezani z uničenjem teh plasti, redko pa s pojavom površinskih nehomogenosti, odvisno od mikroskopske ravni. V tem delu je nanoskalna kemična heterogenost površine, zaznana s spektroskopsko mikroskopijo in kemometrično analizo, nepričakovano prevladovala pri lomu in koroziji hladno valjanega s cerijem modificiranega super dupleks nerjavečega jekla 2507 (SDSS) med njegovo vročo deformacijo. Čeprav je rentgenska fotoelektronska mikroskopija pokazala relativno enakomerno pokritost naravne plasti Cr2O3, je bila pasivacijska učinkovitost hladno valjanega SDSS slaba zaradi lokalne 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 protikorozijske lastnosti ferokroma pripisujejo kromu, ki tvori močne okside/oksihidrokside in kaže pasivizacijske lastnosti v večini okolij. V primerjavi s konvencionalnimi (avstenitnimi in feritnimi) nerjavnimi jekli 1, 2, 3 imajo super dupleksna nerjavna jekla (SDSS) boljšo korozijsko odpornost in odlične mehanske lastnosti. Povečana mehanska trdnost omogoča lažje in kompaktnejše zasnove. Nasprotno pa ima ekonomično SDSS visoko odpornost proti jamkasti in špranjski koroziji, kar ima daljšo življenjsko dobo in s tem širi njegovo uporabo na nadzor onesnaževanja, kemične posode ter naftno in plinsko industrijo na morju4. Vendar pa ozek razpon temperatur toplotne obdelave in slaba oblikovalnost ovirata njegovo široko praktično uporabo. Zato je SDSS modificiran za izboljšanje zgoraj omenjenih lastnosti. Na primer, modifikacija Ce je bila uvedena v SDSS 2507 (Ce-2507) z visoko vsebnostjo dušika6,7,8. Redkozemeljski element (Ce) v ustrezni koncentraciji 0,08 mas. % ugodno vpliva na mehanske lastnosti DSS, saj izboljša prečiščevanje zrn in trdnost na mejah zrn. Izboljšajo se 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 (kriogenih, hladnih in vročih), da bi dosegli odlične mehanske lastnosti6,7,8. Vendar pa na odlično korozijsko odpornost SDSS zaradi prisotnosti tankega oksidnega filma na površini vplivajo številni dejavniki, kot so inherentna heterogenost zaradi prisotnosti heterogenih faz z različnimi mejami zrn, neželeni oborini in različen odziv. deformacije avstenitnih in feritnih faz7. Zato je preučevanje mikroskopskih lastnosti domen takšnih filmov do ravni elektronske strukture ključnega pomena za razumevanje korozije SDSS in zahteva kompleksne eksperimentalne tehnike. Do sedaj površinsko občutljive metode, kot so Augerjeva elektronska spektroskopija11 in rentgenska fotoelektronska spektroskopija12,13,14,15 ter trda rentgenska fotoemisijska mikroskopija (HAX-PEEM)16, na splošno niso uspele zaznati kemijskih razlik v površinskih plasteh. Več nedavnih študij je povezalo lokalizirano oksidacijo kroma z opaženim korozijskim obnašanjem avstenitnih nerjavnih jekel17, martenzitnih jekel18 in SDSS19,20. 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, ki so podedovale majhnost zaradi termomehanske obdelave, so si v neposredni bližini, vendar se razlikujejo po sestavi in ​​oksidacijskem stanju16,21. Zato je za odkrivanje razpok oksidnih filmov in posledične jamkaste korozije potrebno razumeti površinsko heterogenost na mikroskopski ravni. Kljub tem zahtevam še vedno manjkajo kvantitativne ocene, kot je lateralna heterogenost pri oksidaciji, zlasti za Fe na nano- in atomski ravni, njena korelacija s korozijsko odpornostjo pa ostaja neraziskana. Do nedavnega je bilo kemijsko stanje različnih elementov, kot sta Fe in Ca22, na jeklenih vzorcih kvantitativno karakterizirano z uporabo mehke rentgenske fotoelektronske mikroskopije (X-PEEM) v nanometrskih sinhrotronskih sevalnih napravah. V kombinaciji s kemično občutljivo rentgensko absorpcijsko spektroskopijo (XAS) X-PEEM omogoča meritve XAS z visoko prostorsko in spektralno ločljivostjo, kar zagotavlja kemijske informacije o sestavi elementov in njihovem kemijskem stanju s prostorsko ločljivostjo do triindvajsetih nanometrov. To spektromikroskopsko opazovanje začetka omogoča lokalna kemijska opazovanja in lahko prikaže kemijske spremembe v prostoru železne plasti, ki prej niso bile raziskane.
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 kemometrični pristop z združenimi K-srednjimi vrednostmi24 za kartiranje globalne kemijske (hetero)homogenosti vključenih elementov, katerih kemijska stanja so predstavljena v statistični predstavitvi. Za razliko od korozije, ki jo v tradicionalnem primeru sproži uničenje filma kromovega oksida, se manjša pasivizacija in nižja korozijska odpornost trenutno pripisujeta lokaliziranim nanootokom, bogatim z Fe3+, v bližini plasti oksida Fe/Cr, kar bi lahko bile zaščitne lastnosti. Oksid uniči pikčasti film in povzroči 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 kisli (pH = 1) vodni raztopini FeCl3 pri sobni temperaturi. Izbrani elektrolit deluje kot močno oksidacijsko sredstvo, kar označuje nagnjenost pasivacijskega filma k razgradnji. Čeprav material pri sobni temperaturi ni bil podvržen stabilni jamkasti koroziji, je analiza omogočila vpogled v možne dogodke odpovedi in posledično korozijo. Za prilagajanje spektra elektrokemijske impedančne spektroskopije (EIS) je bilo uporabljeno ekvivalentno vezje (slika 1d), ustrezni rezultati prilagajanja pa so prikazani v tabeli 1. Nepopolni polkrogi se pojavijo v vzorcih, obdelanih z raztopino, in vroče obdelanih, medtem ko se stisnjeni polkrogi pojavijo v hladno valjanih ustreznicah (slika 1b). V EIS spektroskopiji se lahko polmer polkroga šteje za polarizacijsko upornost (Rp)25,26. Rp vzletno-pristajalne steze, obdelane z raztopino, v tabeli 1 je približno 135 kΩ cm–2, vendar so vrednosti vroče obdelane in hladno valjane vzletno-pristajalne steze precej nižje, 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 poročilih27,28,29,30.
a Nyquistov, b, c Bodejev impedančni in fazni diagram ter d ustrezni modeli ekvivalentnih vezij, kjer je RS upornost elektrolita, Rp polarizacijska upornost in QCPE oksid elementa s konstantno fazo, ki se uporablja za modeliranje neidealne kapacitivnosti (n). Meritve EIS se izvajajo pri potencialu odprtega tokokroga.
Sočasne konstante so prikazane na Bodejevem diagramu, s platojem v visokofrekvenčnem območju, ki predstavlja upornost elektrolita RS26. Z zmanjševanjem frekvence se impedanca povečuje in pojavi se negativni fazni kot, kar kaže na prevlado kapacitivnosti. Fazni kot se povečuje, ohranja maksimum v relativno širokem frekvenčnem območju, nato pa se zmanjšuje (slika 1c). Vendar je v vseh treh primerih ta maksimum še vedno manjši od 90°, kar kaže na neidealno kapacitivno vedenje zaradi kapacitivne disperzije. Zato se konstantni fazni element QCPE (CPE) uporablja za predstavitev porazdelitev medfazne kapacitivnosti, ki izhajajo iz hrapavosti ali nehomogenosti površine, zlasti na atomski ravni, fraktalne geometrije, poroznosti elektrod, neenakomernega potenciala in geometrije z obliko elektrod31,32. Impedanca CPE:
kjer je j imaginarno število in ω kotna frekvenca. QCPE je frekvenčno neodvisna konstanta, ki je sorazmerna z efektivno odprto površino elektrolita. n je brezrazsežno potenčno število, ki opisuje odstopanje kondenzatorja od idealne kapacitivnosti, tj. bližje kot je n 1, bližje je CPE čisto kapacitivni, če pa je n blizu nič, se zdi uporoven. Majhna odstopanja n, blizu 1, kažejo na neidealno kapacitivno obnašanje površine po polarizacijskih testih. QCPE hladno valjanega SDSS je bistveno višji kot pri enakovrednih materialih, 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 odlično korozijsko odpornost SDSS zaradi prisotnosti pasivirajočega zaščitnega oksidnega filma na površini17. Takšni pasivirajoči filmi so običajno bogati z oksidi in/ali hidroksidi Cr3+, predvsem v kombinaciji z oksidi Fe2+, Fe3+ in/ali (oksi)hidroksidi33. Kljub enaki enakomernosti površine, pasivirajočemu oksidnemu sloju in odsotnosti opaženih površinskih razpok glede na mikroskopske meritve6,7 se korozijsko obnašanje vroče obdelanih in hladno valjanih SDSS razlikuje, zato je za deformacijo jekla potrebna poglobljena študija mikrostrukturnih značilnosti.
Mikrostruktura deformiranega nerjavnega jekla je bila kvantitativno proučevana z uporabo intrinzičnih in sinhrotronskih visokoenergijskih rentgenskih žarkov (dodatni sliki 1, 2). Podrobna analiza je podana v dodatnih informacijah. Čeprav obstaja splošno soglasje o vrsti glavne faze, so bile ugotovljene razlike v deležih faz v razsutem stanju, ki so navedene v dodatni tabeli 1. Te razlike so lahko posledica nehomogenih deležev faz na površini in v prostornini, na katere vplivajo različne globine zaznavanja rentgenske difrakcije (XRD). ) z različnimi viri energije vpadnih fotonov34. Relativno visoki deleži avstenita v hladno valjanih vzorcih, določeni z XRD iz laboratorijskega vira, kažejo na boljšo pasivizacijo in nato boljšo korozijsko odpornost35, medtem ko natančnejši in statistični rezultati kažejo na nasprotne trende v deležih faz. 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 so pokazali bolj zrnato naravo, kar kaže na zrna mikronske velikosti, medtem ko so gladki obroči, opaženi pri hladno valjanih vzorcih (dodatna slika 3), v prejšnjih raziskavah kazali na znatno prečiščevanje zrn do nanodelcev. To bi moralo spodbujati nastanek pasivnega filma in povečanje korozijske odpornosti. Višja gostota dislokacij je običajno povezana z nižjo odpornostjo proti jamkam, kar se dobro ujema z elektrokemijskimi meritvami.
Spremembe kemijskega stanja mikrodomen glavnih elementov so bile sistematično preučene z uporabo X-PEEM. Čeprav je legirnih elementov več, so tukaj izbrani Cr, Fe, Ni in Ce39, saj je Cr ključni element za tvorbo pasivnega filma, Fe je glavni element za jeklo, Ni pa izboljša pasivizacijo in uravnava feritno-avstenitno fazo. Namen Ce je struktura in modifikacija. Z uglaševanjem energije sinhrotronskega žarka je XAS zajel glavne značilnosti Cr (rob L2,3), Fe (rob L2,3), Ni (rob L2,3) in Ce (rob M4,5) s površine. -2507 SDSS. Ustrezna analiza podatkov je bila izvedena z vključitvijo energijske kalibracije z objavljenimi podatki (npr. XAS na Fe L2, 3 rebra40,41).
Na sliki 2 so prikazane slike X-PEEM vroče obdelanega (slika 2a) in hladno valjanega (slika 2d) Ce-2507 SDSS ter ustreznih robov XAS Cr in Fe L2,3 na individualno označenih položajih. Rob L2,3 XAS raziskuje nezasedena 3d stanja elektronov po fotoekscitaciji na nivojih cepitve spina in orbite 2p3/2 (rob L3) in 2p1/2 (rob L2). Informacije o valentnem stanju Cr so bile pridobljene z rentgensko difrakcijsko analizo roba L2,3 na sliki 2b,d. Primerjava povezav. 42, 43 je pokazala, da so bili v bližini roba L3 opaženi štirje vrhovi A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) in D (582,2 eV), ki odražajo oktaedrske ione Cr3+, ki ustrezajo Cr2O3. Eksperimentalni spektri se ujemajo s teoretičnimi izračuni, kot je prikazano 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 vroče oblikovanega SDSS z X-PEEM, ki ustreza robu b Cr L2.3 in robu c Fe L2.3, d Termična slika X-PEEM hladno valjanega SDSS, ki ustreza robu e Cr L2.3 in f Fe L2.3 na strani (e). XAS spektri, narisani na različnih prostorskih položajih, označenih na termičnih slikah (a, d) z oranžnimi pikčastimi črtami v (b) in (e), predstavljajo simulirane XAS spektre Cr3+ z vrednostjo kristalnega polja 2,0 eV. Za slike X-PEEM se za izboljšanje berljivosti slike uporablja termična paleta, 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 enako. Dodatna risba. Na slikah 5-9 so prikazane slike X-PEEM in ustrezni spektri XAS za Ni in Ce na različnih mestih na površini vroče obdelanih in hladno valjanih vzorcev. Ni XAS prikazuje oksidacijsko stanje Ni2+ po celotni izmerjeni površini vroče obdelanih in hladno valjanih vzorcev (dodatna razprava). Omeniti velja, da pri vroče obdelanih vzorcih signal XAS Ce ni opazen, medtem ko je spekter Ce3+ hladno valjanih vzorcev opazen na eni točki. Opazovanje madežev Ce v hladno valjanih vzorcih je pokazalo, da Ce obstaja predvsem v obliki oborin.
V termično deformiranem SDSS na robu Fe L2,3 (slika 2c) ni bilo opaziti lokalnih strukturnih sprememb v XAS. Vendar pa, kot je prikazano na sliki 2f, Fe matrika mikroskopsko spremeni svoje kemijsko stanje na sedmih naključno izbranih točkah v hladno valjanem SDSS. Poleg tega so bile za natančno predstavo o spremembah stanja Fe na izbranih mestih na sliki 2f izvedene lokalne površinske študije (slika 3 in dopolnilna 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 uporabo multipletnih izračunov 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 kombinacije Fe2+ in Fe3+,47, FeO45 pa deluje kot formalni dvovalentni Fe2+ oksid (3d6). Vsi ioni Fe3+ v α-Fe2O3 imajo samo položaje Oh, medtem ko je γ-Fe2O3 običajno izražen kot Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinel s prostimi mesti v položajih eg. Zato imajo ioni Fe3+ v γ-Fe2O3 tako položaja Td kot Oh. Kot je bilo omenjeno v prejšnjem delu, je njuno razmerje intenzivnosti eg/t2g sicer različno, vendar je v tem primeru opazovano razmerje intenzivnosti eg/t2g približno 1. To izključuje možnost, da je v tem primeru prisoten samo Fe3+. V primeru Fe3O4 s kombinacijami Fe2+ in Fe3+ je znano, da šibkejša (močna) prva značilnost na robu L3 Fe kaže na manjšo (večjo) nezasedenost v stanju t2g. To velja za Fe2+ (Fe3+), kar kaže na povečanje prvega predznaka, kar kaže na povečanje vsebnosti Fe2+47. Ti rezultati kažejo, da na hladno valjanih površinah kompozitov prevladujejo Fe2+ in γ-Fe2O3, α-Fe2O3 in/ali Fe3O4.
Povečane fotoemisijske elektronske termične slike XAS spektrov (a, c) in (b, d) čez rob Fe L2,3 na različnih prostorskih položajih znotraj izbranih območij 2 in E na slikah 2d.
Pridobljeni eksperimentalni podatki (slika 4a in dopolnilna slika 11) so bili prikazani in primerjani s podatki čistih spojin 40, 41, 48. V bistvu so bile na prostorsko različnih lokacijah opažene tri različne vrste eksperimentalno opazovanih spektrov Fe L-roba XAS (XAS-1, XAS-2 in XAS-3: slika 4a). Zlasti je bil na celotnem območju zanimanja opažen spekter, podoben 2-a (označen kot XAS-1) na sliki 3b, ki mu je sledil spekter 2-b (označen kot XAS-2), medtem ko je bil na določenih lokaliziranih lokacijah opažen spekter, podoben E-3 na sliki 3d (označen kot XAS-3). Običajno se za identifikacijo valentnih stanj, prisotnih v vzorcu sonde, uporabljajo 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 površini preučevanega 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.
a Opazovani trije različni eksperimentalni podatki (polne črte XAS-1, XAS-2 in XAS-3 ustrezajo 2-a, 2-b in E-3 na sliki 2 in sliki 3) v primerjavi s simuliranimi XAS Primerjalni spektri, oktaedri Fe2+, Fe3+, vrednosti kristalnega polja 1,0 eV oziroma 1,5 eV, b–d Izmerjeni eksperimentalni podatki (XAS-1, XAS-2, XAS-3) in ustrezni optimizirani podatki LCF (polna črna črta) ter primerjava spektrov XAS-3 s standardi Fe3O4 (mešano stanje Fe) in Fe2O3 (čisti Fe3+).
Za kvantifikacijo sestave železovega oksida je bila uporabljena linearna kombinacija (LCF) treh standardov40,41,48. LCF je bila uporabljena za tri izbrane Fe L-robne XAS spektre, ki kažejo največji kontrast, in sicer XAS-1, XAS-2 in XAS-3, kot je prikazano na sliki 4b–d. Za LCF fitinge je bilo v vseh primerih upoštevano 10 % Fe0 zaradi majhnega roba, ki smo ga opazili v vseh podatkih, in dejstva, da je železna kovina 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.Pravzaprav X-PEEM zazna Fe (~6 nm)49 globlje od pričakovane debeline oksidne plasti (nekaj več kot 4 nm), kar omogoča zaznavanje signalov 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 kombinacijo Fe2+ in Fe3+ v spektru XAS-1, kjer sta deleža Fe2+ in Fe3+ blizu, približno 45 %, kar kaže na mešano oksidacijsko stanje Fe. Medtem ko pri spektru XAS-2 odstotek Fe2+ in Fe3+ postane ~30 % oziroma 60 %. Vsebnost Fe2+ je nižja od vsebnosti Fe3+. Razmerje Fe2+ in Fe3 1:2 pomeni, da se lahko Fe3O4 tvori pri enakem razmerju ionov Fe. Poleg tega sta se za spekter XAS-3 odstotka Fe2+ in Fe3+ spremenila na ~10 % oziroma 80 %, kar kaže na višjo pretvorbo Fe2+ v Fe3+. Kot je bilo že omenjeno, lahko Fe3+ izvira iz α-Fe2O3, γ-Fe2O3 ali Fe3O4. Da bi razumeli najverjetnejši vir Fe3+, so spektri XAS-3 skupaj z različnimi standardi Fe3+ prikazani na sliki 4e, kar kaže podobnost z vsemi dvema standardoma, če upoštevamo vrh B. Vendar pa intenzivnost rame (A: iz Fe2+) in razmerje intenzivnosti B/A kažeta, da je spekter XAS-3 blizu, vendar ne enak spektru γ-Fe2O3. V primerjavi z γ-Fe2O3 v razsutem stanju je intenzivnost Fe2p XAS vrha A SDSS nekoliko višja (slika 4e), kar kaže na višjo intenzivnost Fe2+. Čeprav je spekter XAS-3 podoben spektru γ-Fe2O3, kjer je Fe3+ prisoten tako v položajih Oh kot Td, je identifikacija različnih valentnih stanj in koordinacije samo po robu L2,3 ali razmerju intenzivnosti L2/L3 še vedno problem. To je ponavljajoča se tema razprav zaradi kompleksnosti različnih dejavnikov, vključenih v končni spekter41.
Poleg spektralne diskriminacije kemijskih stanj izbranih območij zanimanja, opisanih zgoraj, je bila ocenjena globalna kemijska heterogenost ključnih elementov Cr in Fe z razvrščanjem vseh XAS spektrov, pridobljenih na površini vzorca, z uporabo metode K-means gručenja. Profili robov Cr L so bili nastavljeni tako, da so tvorili dva optimalna grozda, prostorsko razporejena v vroče obdelanih in hladno valjanih vzorcih, prikazanih na sliki 5. Jasno je, da niso bile opažene nobene lokalne strukturne spremembe, saj sta si centroida XAS Cr spektrov zelo podobna. Ti spektralni obliki obeh grozdov sta skoraj identični tistim, ki ustrezajo Cr2O342, kar pomeni, da so plasti Cr2O3 relativno enakomerno razporejene po SDSS.
a skupina K-means L-robnih Cr območij, b ustrezni XAS centroidi. Rezultati primerjave K-means X-PEEM hladno valjanih SDSS: c skupine K-means robnih območij Cr L2,3 in d ustrezni XAS centroidi.
Za ponazoritev bolj kompleksnega robnega zemljevida FeL se za vroče obdelane oziroma hladno valjane vzorce uporabijo štirje oziroma pet optimiziranih grozdov in z njimi povezani centroidi (spektralne porazdelitve). Zato je mogoče odstotek (%) Fe2+ in Fe3+, prikazan na sliki 4, dobiti s prilagoditvijo LCF. 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 \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), kar je 0,440 oziroma 0,036 V. Območja z nižjim potencialom imajo višjo vsebnost spojin Fe3+. Porazdelitev potenciala v termično deformiranem vzorcu ima plastovito strukturo z največjo spremembo približno 0,119 V (slika 6a, b). Ta porazdelitev potenciala je tesno povezana s topografijo površine (slika 6a). V spodnji lamelarni notranjosti niso bile opažene nobene druge spremembe, povezane s položajem (slika 6b). Nasprotno pa je pri kombinaciji različnih oksidov z različno vsebnostjo Fe2+ in Fe3+ v hladno valjanem SDSS mogoče opaziti neenakomerno naravo psevdopotenciala (slika 6c, d). Oksidi in/ali (oksi)hidroksidi Fe3+ so glavne sestavine korozije v jeklu in so prepustni za kisik in vodo50. V tem primeru je mogoče videti, da so otoki, bogati z Fe3+, lokalno porazdeljeni in jih je mogoče šteti za korozijska območja. V tem primeru se lahko kot indikator lokalizacije aktivnih korozijskih območij šteje gradient potencialnega polja in ne absolutna vrednost potenciala51. Ta nehomogena porazdelitev Fe2+ in Fe3+ na površini hladno valjanega SDSS lahko spremeni lokalne kemijske lastnosti in zagotovi učinkovitejšo površino pri razpokanju oksidnega filma in korozijskih reakcijah, s čimer omogoči, da osnovna kovinska matrica nenehno korodira, kar povzroči notranjo nehomogenost in zmanjša zaščitne lastnosti pasivizacijske plasti.
K-povprečni grozdi robnih območij Fe L2,3 in ustrezni XAS centroidi za a–c vroče obdelan X-PEEM in d–f hladno valjan SDSS. a, d K-povprečni grozdni diagram, prekrit s sliko X-PEEM. Ocenjeni psevdoelektrodni potenciali (epseudo) so navedeni skupaj s K-povprečnimi grozdnimi diagrami. Svetlost slike X-PEEM, kot je barva na sliki 2, je neposredno sorazmerna z intenzivnostjo absorpcije rentgenskih žarkov.
Relativno enoten Cr, vendar različno kemijsko stanje Fe, vodi do različnega izvora razpok oksidnega filma in korozijskih vzorcev v vroče valjanem in hladno valjanem Ce-2507. Ta lastnost hladno valjanega Ce-2507 je dobro znana. Glede na nastanek oksidov in hidroksidov Fe v atmosferskem zraku so v tem delu naslednje reakcije označene kot nevtralne reakcije:
Na podlagi meritev X-PEEM se je zgornja reakcija zgodila v naslednjih primerih. Majhna rama, ki ustreza Fe0, je povezana s spodaj ležečim kovinskim železom. Reakcija kovinskega Fe z okoljem vodi do nastanka plasti Fe(OH)2 (enačba (5)), ki ojača signal Fe2+ v XAS roba L Fe. Dolgotrajna izpostavljenost zraku bo povzročila nastanek oksidov Fe3O4 in/ali Fe2O3 po Fe(OH)252,53. V zaščitni plasti, bogati s Cr3+, se lahko tvorita tudi dve vrsti stabilnega Fe, Fe3O4 in Fe2O3, kjer ima Fe3O4 raje enakomerno in kohezivno strukturo. Prisotnost obeh povzroči mešana oksidacijska stanja (spekter XAS-1). Spekter XAS-2 večinoma ustreza Fe3O4. Medtem ko spektri XAS-3, opaženi na več položajih, kažejo na popolno pretvorbo v γ-Fe2O3. Ker imajo nezaviti rentgenski žarki globino prodiranja približno 50 nm, signal iz spodaj ležeče plasti povzroči večjo intenzivnost vrha A.
XRD spekter kaže, da ima Fe komponenta v oksidnem filmu plastovito strukturo, ki je kombinirana s plastjo Cr oksida. V nasprotju s pasivizacijo, značilno za korozijo zaradi lokalne nehomogenosti Cr2O317, je bila kljub enakomerni plasti Cr2O3 v tej študiji v tem primeru opažena nizka korozijska odpornost, zlasti pri hladno valjanih vzorcih. Opazovano vedenje lahko razumemo kot heterogenost kemijskega oksidacijskega stanja zgornje plasti (Fe), ki vpliva na korozijsko delovanje. Počasen prenos kovinskih ali kisikovih ionov v rešetki zaradi enake stehiometrije zgornje (Fe oksid) in spodnje plasti (Cr oksid)52,53 vodi do boljše interakcije (adhezije) med njima. To pa posledično izboljša korozijsko odpornost. Zato je neprekinjena stehiometrija, tj. eno oksidacijsko stanje Fe, boljša od nenadnih stehiometričnih sprememb. Toplotno deformiran SDSS ima bolj enakomerno površino in gostejšo zaščitno plast, kar zagotavlja boljšo korozijsko odpornost. Vendar pa pri hladno valjanem SDSS prisotnost otokov, bogatih z Fe3+, pod zaščitno plastjo uniči celovitost površine in povzroči galvansko korozijo bližnje podlage, kar vodi do zmanjšanja Rp (tabela 1) v EIS spektrih in njene korozijske odpornosti. Zato lokalno porazdeljeni otoki, bogati z Fe3+ zaradi plastične deformacije, v glavnem vplivajo na delovanje korozijske odpornosti, kar je preboj v tem delu. Zato ta študija predstavlja spektromikrografije zmanjšanja korozijske odpornosti zaradi plastične deformacije preučevanih vzorcev SDSS.
Poleg tega, čeprav legiranje z redkimi zemeljami v dvofaznih jeklih deluje bolje, interakcija tega dodanega elementa s posamezno jekleno matrico v smislu korozijskega obnašanja ostaja nejasna na podlagi opazovanj s spektroskopsko mikroskopijo. Signal Ce (vzdolž M-roba XAS) se pojavi le na nekaj mestih med hladnim valjanjem, vendar izgine med vročo deformacijo SDSS, kar kaže na lokalno odlaganje Ce v jekleni matrici namesto homogenega legiranja. Čeprav se mehanske lastnosti SDSS ne izboljšajo6,7, prisotnost REE zmanjša velikost vključkov in naj bi zavirala jamkanje na začetku54.
Skratka, to delo razkriva vpliv površinske heterogenosti na korozijo nerjavečega jekla 2507, modificiranega s cerijem, s kvantifikacijo kemične vsebnosti nanoskalnih komponent. Na vprašanje, zakaj nerjavno jeklo korodira, tudi če je prevlečeno z zaščitno oksidno plastjo, smo odgovorili s kvantitativnim preučevanjem mikrostrukture, kemičnega stanja površinskih značilnosti in obdelave signalov z uporabo K-means gručenja. Ugotovljeno je bilo, da so otoki, bogati z Fe3+, vključno z njihovo oktaedrsko in tetraedrsko koordinacijo po celotni strukturi mešanega Fe2+/Fe3+, vir uničenja oksidnega filma in vir korozije hladno valjanega 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 naj bi to delo navdihnilo inženirske procese za izboljšanje korozijske odpornosti nerjavnih jekel med proizvodnjo jekla.
Za pripravo ingotov Ce-2507 SDSS, uporabljenih v tej študiji, so bile mešane komponente, vključno z glavno zlitino Fe-Ce, zatesnjeno s cevmi iz čistega železa, staljene v 150 kg srednjefrekvenčni indukcijski peči za proizvodnjo staljenega jekla in vlite v livarske kalupe. Izmerjene kemijske sestave (mas. %) so navedene v dodatni tabeli 2. Ingot je bil najprej vroče oblikovan v bloke. Nato je bilo jeklo žarjeno pri 1050 °C 60 minut do trdne raztopine in nato hlajeno 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.
Valjaste vzorce (φ10 mm × 15 mm) obdelamo za vroče stiskanje z osjo valja, vzporedno s smerjo deformacije bloka. Visokotemperaturno stiskanje je bilo izvedeno s konstantno hitrostjo deformacije v območju 0,01–10 s⁻¹ pri različnih temperaturah v območju 1000–1150 °C z uporabo termičnega simulatorja Gleeble-3800. Pred deformacijo smo vzorce segrevali pri izbrani temperaturi s hitrostjo 10 °C s⁻¹ 2 minuti, da smo odpravil temperaturni gradient. Po doseganju enakomernosti temperature smo vzorce deformirali do dejanske vrednosti deformacije 0,7. Po deformaciji so jih takoj ohladili z vodo, da bi ohranili deformirano strukturo. Nato smo utrjene vzorce razrezali vzporedno s smerjo stiskanja. Za to posebno študijo smo izbrali vzorec, toplotno deformiran pri 1050 °C, 10 s⁻¹, zaradi večje opažene mikrotrdote kot pri drugih vzorcih7.
Vzorci trdne raztopine Ce-2507 v razsutem stanju (80 × 10 × 17 mm3) so bili preizkušeni na trifaznem asinhronem dvovaljnem deformacijskem stroju LG-300, ki je med vsemi drugimi razredi deformacije zagotovil najboljše mehanske lastnosti6. Hitrost deformacije in zmanjšanje debeline sta bila 0,2 m·s-1 oziroma 5 % za vsako pot.
Za elektrokemijsko merjenje SDSS po hladnem valjanju do 90-odstotnega zmanjšanja debeline (1,0 ekvivalentna deformacija) in vročem stiskanju do 0,7 deformacije pri 1050 °C in 10 s-1 je bila uporabljena elektrokemijska delovna postaja Autolab PGSTAT128N. Delovna postaja ima celico s tremi elektrodami, 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. Nato je bil vzorec prelit z epoksidno smolo, pri čemer je ostala delovna odprta površina 1 cm2 kot delovna elektroda (spodnja površina valjastega vzorca). Med strjevanjem epoksidne smole ter med naknadnim brušenjem in poliranjem bodite previdni, da preprečite razpoke. Delovna površina je bila obložena in spolirana z diamantno polirno suspenzijo z velikostjo delcev 1 mikron, očiščena z destilirano vodo in etanolom ter posušena 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 s HCl na pH = 1,0 ± 0,01, je bila uporabljena za pospešitev korozije nerjavečega jekla55, saj se nahaja v agresivnih okoljih, kjer so prisotni kloridni ioni z močno oksidacijsko močjo in nizkim pH, kot je določeno v standardu ASTM. Predlagana standarda sta G48 in A923. Vzorci so bili pred kakršnimi koli meritvami potopljeni v preskusno raztopino 1 uro, da bi dosegli stanje blizu stacionarnega. Za vzorce v trdni raztopini, vroče obdelane in hladno valjane vzorce je bilo frekvenčno območje merjenja impedance 1 × 105 ~ 0,1 Hz, potencial odprtega tokokroga (OPS) pa 5 mV, kar je bilo 0,39, 0,33 oziroma 0,25 VSCE. Vsak elektrokemijski preskus katerega koli vzorca je bil ponovljen vsaj trikrat pod enakimi pogoji, da se zagotovi ponovljivost podatkov.
Za meritve HE-SXRD so bili na visokoenergijski Brockhouseovi wiggler liniji v CLS v Kanadi izmerjeni pravokotni dupleksni jekleni bloki velikosti 1 × 1 × 1,5 mm3 za kvantificiranje fazne sestave56. Zbiranje podatkov je bilo izvedeno pri sobni temperaturi v Debye-Scherrerjevi geometriji ali transportni geometriji. Valovna dolžina rentgenskih žarkov, kalibriranih na kalibrant 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 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. Vsak od teh podatkov je bil zbran z uporabo Perkin Elmerjevega površinskega detektorja, ploščatega rentgenskega detektorja, slikovnih pik 200 µm, 40 × 40 cm2, s časom osvetlitve 0,3 sekunde in 120 sličicami.
Meritve X-PEEM dveh izbranih modelnih sistemov so bile izvedene na končni postaji PEEM linije Beamline MAXPEEM 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 žarka je bila pridobljena z merjenjem spektra izhodnih ionov od N 1 s do 1\(\pi _g^ \ast\) vzbujevalnega območja s hv = 401 eV v N2 in odvisnostjo energije fotona od E3/2,57. Spektralno prilagajanje je dalo ΔE (spektralna širina črte) ~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 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. 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.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 L2,3 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 通过 改进 的 SX-700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 边缘和Ce M4.5 边缘。Torej, pri uporabi modificiranega monokromatorja SX-700 in Si mrežice z 1200 črtami. 3, Cr rob 2p L2.3, Ni rob 2p L2.3 in Ce rob M4.5.Energijo fotona razširite v korakih po 0,2 eV. Pri vsaki energiji so bile slike PEEM posnete z detektorjem TVIPS F-216 CMOS z 2 x 2 binning optično povezavo, ki zagotavlja 1024 × 1024 slikovnih pik v vidnem polju 20 µm. Čas osvetlitve slik je 0,2 sekunde, s povprečjem 16 sličic. Energija slike fotoelektronov je izbrana tako, da zagotavlja največji signal sekundarnih elektronov. Vse meritve so izvedene pri normalnem vpadu linearno polariziranega fotonskega žarka. Za več informacij o meritvah glejte prejšnjo študijo58. Po preučevanju načina zaznavanja celotnega elektronskega iznosa (TEY)59 in njegove uporabe v X-PEEM je bila globina zaznavanja te metode ocenjena na ~4–5 nm za signal Cr in ~6 nm za signal Fe. Globina Cr je zelo blizu debelini oksidnega filma (~4 nm)60,61, medtem ko je globina Fe večja od debeline oksidnega filma. XAS, zbran blizu roba FeL, je mešanica železovega oksida XAS in FeO iz matrice. V prvem primeru je intenzivnost oddanih elektronov posledica vseh možnih vrst elektronov, ki prispevajo k TEY. Vendar pa signal čistega železa zahteva večjo kinetično energijo, da elektroni preidejo skozi oksidno plast, dosežejo površino in jih analizator zbere. V tem primeru je signal Fe0 predvsem posledica LVV Augerjevih elektronov in sekundarnih elektronov, ki jih ti oddajajo. Poleg tega intenzivnost TEY, ki jo prispevajo ti elektroni, upada med potjo pobega elektronov49, kar dodatno zmanjša spektralni podpis Fe0 na zemljevidu železovega XAS.
Integracija podatkovnega rudarjenja v podatkovne kocke (podatki X-PEEM) je ključni korak pri pridobivanju ustreznih informacij (kemijskih ali fizikalnih lastnosti) na večdimenzionalen način. Združevanje K-means se pogosto uporablja na več področjih, vključno s strojnim vidom, obdelavo slik, nenadzorovanim prepoznavanjem vzorcev, umetno inteligenco in klasifikacijsko analizo24. Združevanje K-means se na primer dobro uporablja za združevanje hiperspektralnih slikovnih podatkov62. Načeloma lahko algoritem K-means za podatke o več objektih preprosto združi le-te glede na informacije o njihovih atributih (značilnostih energije fotonov). Združevanje K-means je iterativni algoritem za razdelitev 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 je sestavljen iz dveh korakov: prvi korak izračuna centroide K, drugi korak pa vsako točko dodeli gruči s sosednjimi centroidi. Težišče gruče je definirano kot aritmetična sredina podatkovnih točk (XAS spektrov) te gruče. Obstajajo različne razdalje za definiranje sosednjih centroidov kot evklidskih razdalj. Za vhodno sliko px,y (x in y sta 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 stopnjo pripadnosti 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:
Korak 4. Postopek ponavljajte (enačbi (7) in (8)), dokler se centroidi ne zbližajo. Končni rezultati kakovosti gruče so močno povezani z optimalno izbiro začetnih centroidov63. 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 energijskemu spektralnemu načinu fotonov. Algoritem K-means je bil uporabljen za raziskovanje zanimivih območij v podatkih X-PEEM z ločevanjem slikovnih pik (gruč ali podblokov) glede na njihove spektralne značilnosti in izločanjem najboljšega centroida (spektralna krivulja XAS) za vsak analit (gručo). Uporablja se za preučevanje prostorske porazdelitve, lokalnih spektralnih sprememb, oksidacijskega vedenja in kemijskega stanja. Na primer, algoritem združevanja K-means je bil uporabljen za območja Fe L-roba in Cr L-roba v vroče obdelanem in hladno valjanem X-PEEM. Za iskanje najboljših grozdov in centroidov je bilo preizkušenih različno število K-gruč (mikrostrukturnih regij). Ko je graf prikazan, so slikovne pike prerazporejene v pravilne centroide grozdov. Vsaka barvna porazdelitev ustreza središču grozda in prikazuje prostorsko razporeditev kemičnih ali fizikalnih objektov. Izločeni centroidi so linearne kombinacije čistih spektrov.
Podatki, ki podpirajo rezultate te študije, so na voljo pri ustreznem avtorju WC na razumno zahtevo.
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.projekt. fraktal. krzno. 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在特定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 okoljih z nekaterimi organskimi kislinami in organskimi kislinami/kloridi.protikorozijska. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. Korozijsko-oksidacijske lastnosti 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. in Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. in Utaisansuk, V. Raziskava obnašanja vroče deformacije dupleksnega nerjavečega jekla tipa 2507. Kovina.alma mater. trans. A 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. Znanstveni projekt. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Z vročo deformacijo povzročena struktura in mehanske lastnosti s cerijem modificiranega superdupleksnega nerjavnega 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.korozija. znanost. 164, 108359 (2020).