Tack för att du besöker Nature.com. Webbläsarversionen du använder har begränsat CSS-stöd. För bästa möjliga upplevelse rekommenderar vi att du använder en uppdaterad webbläsare (eller inaktiverar kompatibilitetsläge i Internet Explorer). Under tiden, för att säkerställa fortsatt stöd, kommer vi att rendera webbplatsen utan stilar och JavaScript.
Det allmänt använda rostfria stålet och dess smidda versioner är motståndskraftiga mot korrosion i omgivande förhållanden på grund av passiveringsskiktet som består av kromoxid. Korrosion och erosion av stål är traditionellt förknippat med förstörelsen av dessa lager, men sällan på mikroskopisk nivå, beroende på ursprunget till ytans inhomogenitet. I detta arbete dominerar den kemiska heterogeniteten på nanoskala som detekterats med spektroskopisk mikroskopi och kemometrisk analys oväntat nedbrytningen och korrosionen av kallvalsat ceriummodifierat superduplex rostfritt stål 2507 (SDSS) under dess varma deformationsbeteende. Även om röntgenfotoelektronmikroskopi visade relativt enhetlig täckning av det naturliga Cr2O3-skiktet, visade kallvalsat SDSS dåliga passiveringsresultat på grund av den lokaliserade fördelningen av Fe3+-rika nanoöar på Fe/Cr-oxidskiktet. Denna kunskap på atomnivå ger en djup förståelse av korrosion av rostfritt stål och förväntas bidra till att bekämpa korrosion av liknande höglegerade metaller.
Sedan uppfinningen av rostfritt stål har korrosionsbeständigheten hos ferrokromlegeringar tillskrivits krom, som bildar en stark oxid/oxihydroxid som uppvisar passiveringsbeteende i de flesta miljöer. Jämfört med konventionella (austenitiska och ferritiska) rostfria stål har superduplexa rostfria stål (SDSS) med bättre korrosionsbeständighet överlägsna mekaniska egenskaper1,2,3. Ökad mekanisk hållfasthet möjliggör lättare och mer kompakta konstruktioner. Däremot har det ekonomiska SDSS hög motståndskraft mot punktkorrosion och spaltkorrosion, vilket resulterar i en längre livslängd och bredare tillämpningar inom föroreningskontroll, kemikaliebehållare och offshore olje- och gasindustrin4. Det smala intervallet av värmebehandlingstemperaturer och dålig formbarhet hindrar dock dess breda praktiska tillämpning. Därför har SDSS modifierats för att förbättra ovanstående egenskaper. Till exempel introducerades Ce-modifiering och höga tillsatser av N6,7,8 i 2507 SDSS (Ce-2507). En lämplig koncentration på 0,08 viktprocent sällsynt jordartsmetall (Ce) har en gynnsam effekt på de mekaniska egenskaperna hos DSS, eftersom det förbättrar kornförfining och korngränshållfasthet. Slitstyrka och korrosionsbeständighet, draghållfasthet och sträckgräns samt varmbearbetbarhet har också förbättrats9. Stora mängder kväve kan ersätta dyrt nickelinnehåll, vilket gör SDSS mer kostnadseffektivt10.
Nyligen har SDSS deformerats plastiskt vid olika temperaturer (låg temperatur, kallt och varmt) för att uppnå utmärkta mekaniska egenskaper6,7,8. Emellertid beror SDSS:s utmärkta korrosionsbeständighet på närvaron av en tunn oxidfilm på ytan, vilken påverkas av många faktorer, såsom närvaron av många faser med olika korngränser, oönskade utfällningar och olika reaktioner. Den interna inhomogena mikrostrukturen hos olika austenitiska och ferritiska faser deformeras7. Därför är studiet av mikrodomänegenskaperna hos sådana filmer på nivån av den elektroniska strukturen av avgörande betydelse för att förstå SDSS-korrosion och kräver komplexa experimentella tekniker. Hittills har ytkänsliga metoder som Auger-elektronspektroskopi11 och röntgenfotoelektronspektroskopi12,13,14,15 såväl som det hårda röntgenfotoelektronsystemet särskiljt, men ofta misslyckats med att separera, de kemiska tillstånden för samma element i olika punkter i rymden på nanoskalan. Flera nya studier har kopplat lokal oxidation av krom till det observerade korrosionsbeteendet hos 17 austenitiska rostfria stål, 18 martensitiska rostfria stål och SDSS 19, 20. Dessa studier har dock huvudsakligen fokuserat på effekten av Cr-heterogenitet (t.ex. Cr3+-oxidationstillstånd) på korrosionsbeständighet. Lateral heterogenitet i oxidationstillstånden hos element kan orsakas av olika föreningar med samma ingående element, såsom järnoxider. Dessa föreningar ärver en termomekaniskt bearbetad liten storlek som ligger tätt intill varandra, men skiljer sig åt i sammansättning och oxidationstillstånd 16,21. Därför kräver det en förståelse för ytinhomogenitet på mikroskopisk nivå för att avslöja förstörelsen av oxidfilmer och därefter gropfrätning. Trots dessa krav saknas fortfarande kvantitativa bedömningar såsom lateral oxidationsheterogenitet, särskilt av järn på nano-/atomär skala, och deras betydelse för korrosionsbeständighet förblir outforskad. Fram tills nyligen beskrevs det kemiska tillståndet hos olika element, såsom Fe och Ca, kvantitativt på stålprover med hjälp av mjukröntgenfotoelektronmikroskopi (X-PEEM) i nanoskaliga synkrotronstrålningsanläggningar. I kombination med kemiskt känsliga röntgenabsorptionsspektroskopi (XAS) möjliggör X-PEEM XAS-mätning med hög spatial och spektral upplösning, vilket ger kemisk information om elementsammansättningen och dess kemiska tillstånd med spatial upplösning ner till nanometerskalan 23. Denna spektroskopiska observation av initieringsplatsen under ett mikroskop underlättar lokala kemiska experiment och kan rumsligt visa tidigare outforskade kemiska förändringar i Fe-skiktet.
Denna studie utvidgar fördelarna med PEEM för att detektera kemiska skillnader på nanoskala och presenterar en insiktsfull ytanalysmetod på atomnivå för att förstå korrosionsbeteendet hos Ce-2507. Den använder K-means klusterkemometriska data24 för att kartlägga den globala kemiska sammansättningen (heterogeniteten) hos de involverade elementen, med deras kemiska tillstånd presenterade i en statistisk representation. Till skillnad från det traditionella fallet med korrosion orsakad av nedbrytning av kromoxidfilmen, tillskrivs den nuvarande dåliga passiveringen och den dåliga korrosionsbeständigheten lokaliserade Fe3+-rika nanoöar nära Fe/Cr-oxidskiktet, vilket kan vara resultatet av skyddande oxider. På platsen för nedbrytningen bildas en film som orsakar korrosion.
Det korrosiva beteendet hos deformerad SDSS 2507 utvärderades först med hjälp av elektrokemiska mätningar. I figur 1 visas Nyquist- och Bode-kurvorna för utvalda prover i sura (pH = 1) vattenlösningar av FeCl3 vid rumstemperatur. Den valda elektrolyten fungerar som ett starkt oxidationsmedel, vilket kännetecknar passiveringsfilmens tendens att brytas ner. Även om materialet inte genomgick stabil gropfrätning vid rumstemperatur, gav dessa analyser insikt i potentiella felhändelser och efterkorrosionsprocesser. Ekvivalentkretsen (figur 1d) användes för att anpassa elektrokemiska impedansspektroskopi (EIS)-spektra, och motsvarande anpassningsresultat visas i tabell 1. Ofullständiga halvcirklar uppstod vid testning av de lösningsbehandlade och varmbearbetade proverna, medan motsvarande komprimerade halvcirklarna kallvalsades (figur 1b). I EIS-spektrumet kan halvcirkelradien betraktas som polarisationsresistansen (Rp) 25,26. Rp för lösningsbehandlat SDSS i tabell 1 är cirka 135 kΩ cm⁻², men för varmbearbetat och kallvalsat SDSS kan vi se mycket lägre värden på 34,7 respektive 2,1 kΩ cm⁻². Denna signifikanta minskning av Rp indikerar en skadlig effekt av plastisk deformation på passivering och korrosionsbeständighet, vilket visas i tidigare rapporter 27, 28, 29, 30.
a Nyquist-, b-, c Bode-impedans- och fasdiagram, och en ekvivalent kretsmodell för d, där RS är elektrolytresistansen, Rp är polarisationsresistansen och QCPE är den konstanta faselementoxiden som används för att modellera den icke-ideala kapacitansen (n). EIS-mätningarna utfördes vid tomgångspotential.
Första ordningens konstanter visas i Bode-diagrammet och högfrekvensplatån representerar elektrolytmotståndet RS26. När frekvensen minskar ökar impedansen och en negativ fasvinkel uppnås, vilket indikerar kapacitansdominans. Fasvinkeln ökar, bibehåller sitt maximala värde inom ett relativt brett frekvensområde och minskar sedan (Fig. 1c). I alla tre fallen är dock detta maximala värde fortfarande mindre än 90°, vilket indikerar ett icke-idealiskt kapacitivt beteende på grund av kapacitiv dispersion. Därför används QCPE:s konstanta faselement (CPE) för att representera gränssnittskapacitansfördelningen härledd från ytjämnhet eller inhomogenitet, särskilt när det gäller atomär skala, fraktalgeometri, elektrodporositet, icke-enhetlig potential och ytberoende strömfördelning. Elektrodgeometri31,32. CPE-impedans:
där j är det imaginära talet och ω är vinkelfrekvensen. QCPE är en frekvensoberoende konstant proportionell mot elektrolytens aktiva öppna area. n är ett dimensionslöst effekttal som beskriver avvikelsen från en kondensators ideala kapacitiva beteende, dvs. ju närmare n är 1, desto närmare är CPE ren kapacitans, och om n är nära noll är det resistans. En liten avvikelse på n, nära 1, indikerar ett icke-idealt kapacitivt beteende hos ytan efter polarisationstestning. QCPE för kallvalsad SDSS är mycket högre än för liknande produkter, vilket innebär att ytkvaliteten är mindre enhetlig.
I överensstämmelse med de flesta korrosionsbeständighetsegenskaper hos rostfria stål resulterar det relativt höga Cr-innehållet i SDSS generellt i överlägsen korrosionsbeständighet hos SDSS på grund av närvaron av en passiv skyddande oxidfilm på ytan17. Denna passiverande film är vanligtvis rik på Cr3+-oxider och/eller hydroxider, huvudsakligen integrerande Fe2+-, Fe3+-oxider och/eller (oxi)hydroxider33. Trots samma ytjämnhet, passiverande oxidlager och ingen synlig spricka på ytan, vilket bestäms av mikroskopiska bilder,6,7 är korrosionsbeteendet hos varmbearbetat och kallvalsat SDSS annorlunda och kräver därför en djupgående studie av deformationsmikrostrukturen och strukturella egenskaper hos stål.
Mikrostrukturen hos deformerat rostfritt stål undersöktes kvantitativt med hjälp av interna och synkrotronröntgenstrålar med hög energi (kompletterande figurer 1, 2). En detaljerad analys finns i den kompletterande informationen. Även om detta mestadels motsvarar typen av huvudfas, hittades skillnader i volymfraktionerna av faserna, vilka listas i kompletterande tabell 1. Skillnaden kan bero på den heterogena fasfraktionen vid ytan och volymfraktionen (XRD) som är föremål för olika detektionsdjup med användning av röntgendiffraktion med olika energikällor från infallande fotoner. Den relativt högre andelen austenit i kallvalsade prover, bestämd med XRD från en laboratoriekälla, indikerar bättre passivering och därmed bättre korrosionsbeständighet35, medan mer exakta och statistiska resultat indikerar motsatta trender i fasproportioner. Dessutom beror stålets korrosionsbeständighet också på graden av kornförfining, kornstorleksreduktion, ökning av mikrodeformationer och dislokationstäthet som uppstår under termomekanisk behandling36,37,38. De varmbearbetade proverna uppvisar en mer kornig natur, vilket tyder på korn i mikronstorlek, medan de släta ringarna som observerats i de kallvalsade proverna (kompletterande figur 3) indikerar betydande kornförfining till nanoskala i tidigare arbete6, vilket borde bidra till filmpassiveringsbildning och ökning av korrosionsbeständighet. Högre dislokationsdensitet är vanligtvis förknippad med lägre motståndskraft mot gropfrätning, vilket överensstämmer väl med elektrokemiska mätningar.
Förändringar i de kemiska tillstånden hos mikrodomäner av elementära element har systematiskt studerats med hjälp av X-PEEM. Trots överflödet av legeringselement valdes Cr, Fe, Ni och Ce39 här eftersom Cr är nyckelelementet för bildandet av passiveringsfilmen, Fe är huvudelementet i stål, och Ni förstärker passiveringen och balanserar ferrit-austenitiska fasstrukturen och syftet att modifiera Ce. Genom att justera energin från synkrotronstrålningen belades RAS från ytan med huvudegenskaperna Cr (egg L2.3), Fe (egg L2.3), Ni (egg L2.3) och Ce (egg M4.5). Varmformning och kallvalsning av Ce-2507 SDSS. Lämplig dataanalys utfördes genom att införliva energikalibrering med publicerade data (t.ex. XAS 40, 41 på Fe L2, 3 eggar).
I figur 2 visas X-PEEM-bilder av varmbearbetad (figur 2a) och kallvalsad (figur 2d) Ce-2507 SDSS och motsvarande XAS-kanter av Cr och Fe L2,3 på individuellt markerade platser. L2,3-kanten av XAS undersöker de oockuperade 3d-tillstånden efter elektronfotoexcitation vid spinn-orbit-delningsnivåerna 2p3/2 (L3-kant) och 2p1/2 (L2-kant). Information om valenstillståndet för Cr erhölls från XAS vid L2,3-kanten i figur 2b, e. Jämförelse med domare. 42,43 visade att fyra toppar observerades nära L3-kanten, benämnda A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) och D (582,2 eV), vilket reflekterar oktaedrisk Cr3+, motsvarande Cr2O3-jonen. De experimentella spektra överensstämmer med de teoretiska beräkningarna som visas i panelerna b och e, erhållna från flera beräkningar av kristallfältet vid Cr L2.3-gränssnittet med ett kristallfält på 2,0 eV44. Båda ytorna av varmbearbetad och kallvalsad SDSS är belagda med ett relativt enhetligt lager av Cr2O3.
En X-PEEM-termobild av termiskt deformerat SDSS motsvarande b Cr L2.3-kant och c Fe L2.3-kant, d X-PEEM-termobild av kallvalsat SDSS motsvarande e Cr L2.3-kant och f Fe L2.3-kant (f). XAS-spektra är ritade vid olika rumsliga positioner markerade på termobilderna (a, d), de orange streckade linjerna i (b) och (e) representerar de simulerade XAS-spektra för Cr3+ med ett kristallfältvärde på 2,0 eV. För X-PEEM-bilder, använd en termisk palett för att förbättra bildens läsbarhet, där färger från blått till rött är proportionella mot intensiteten av röntgenabsorptionen (från låg till hög).
Oavsett den kemiska miljön för dessa metalliska element förblev det kemiska tillståndet för tillsatserna av Ni- och Ce-legeringselement oförändrat för båda proverna. Ytterligare ritning. Figur 5-9 visar X-PEEM-bilder och motsvarande XAS-spektra för Ni och Ce på olika positioner på ytan av varmbearbetade och kallvalsade prover. Ni XAS visar oxidationstillstånden för Ni2+ över hela den uppmätta ytan av varmbearbetade och kallvalsade prover (kompletterande diskussion). Det bör noteras att, för varmbearbetade prover, observerades inte XAS-signalen för Ce, medan för kallvalsade prover observerades spektrumet för Ce3+. Observationen av Ce-fläckar i kallvalsade prover visade att Ce huvudsakligen uppträder i form av utfällningar.
I det termiskt deformerade SDSS-materialet observerades ingen lokal strukturell förändring i XAS vid FeL2,3-kanten (fig. 2c). Fe-matrisen ändrar dock mikroregionalt sitt kemiska tillstånd vid sju slumpmässigt utvalda punkter i det kallvalsade SDSS-materialet, såsom visas i fig. 2f. För att få en korrekt uppfattning om förändringarna i Fe-tillståndet vid de utvalda platserna i fig. 2f utfördes dessutom lokala ytstudier (fig. 3 och kompletterande fig. 10) där mindre cirkulära regioner valdes ut. XAS-spektra för FeL2,3-kanten av α-Fe2O3-system och Fe2+-oktaedriska oxider modellerades genom multipla kristallfältberäkningar med kristallfält på 1,0 (Fe2+) och 1,0 (Fe3+)44. Vi noterar att α-Fe2O3 och γ-Fe2O3 har olika lokala symmetrier45,46, Fe3O4 har en kombination av både Fe2+ och Fe3+,47, och FeO45 som en formellt divalent Fe2+-oxid (3d6). Vi noterar att α-Fe2O3 och γ-Fe2O3 har olika lokala symmetrier45,46, Fe3O4 har en kombination av både Fe2+ och Fe3+,47, och FeO45 som en formellt divalent Fe2+-oxid (3d6).Observera att α-Fe2O3 och γ-Fe2O3 har olika lokala symmetrier45,46, Fe3O4 kombinerar både Fe2+ och Fe3+,47 och FeO45 i form av den formellt tvåvärda oxiden Fe2+ (3d6).Observera att α-Fe2O3 och γ-Fe2O3 har olika lokala symmetrier45,46, Fe3O4 har en kombination av Fe2+ och Fe3+,47 och FeO45 fungerar som en formell divalent Fe2+-oxid (3d6). Alla Fe3+-joner i α-Fe2O3 har endast Oh-positioner, medan γ-Fe2O3 vanligtvis representeras av Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4-spinell med vakanser i eg-positioner. Därför har Fe3+-jonerna i γ-Fe2O3 både Td- och Oh-positioner. Som nämnts i en tidigare artikel45, även om intensitetsförhållandet mellan de två är olika, är deras intensitetsförhållande eg/t2g ≈1, medan det observerade intensitetsförhållandet eg/t2g i detta fall är cirka 1. Detta utesluter möjligheten att i den nuvarande situationen endast Fe3+ är närvarande. Om man betraktar fallet med Fe3O4 med både Fe2+ och Fe3+, indikerar den första egenskapen, som är känd för att ha en svagare (starkare) L3-kant för Fe, ett mindre (större) antal oockuperade t2g-tillstånd. Detta gäller för Fe2+ (Fe3+), vilket visar att den första egenskapen för ökningen indikerar en ökning av innehållet av Fe2+47. Dessa resultat visar att samexistensen av Fe2+ och γ-Fe2O3, α-Fe2O3 och/eller Fe3O4 dominerar på kompositernas kallvalsade yta.
Förstorade fotoelektroniska värmeavbildningsbilder av XAS-spektra (a, c) och (b, d) som korsar FeL2,3-kanten vid olika rumsliga positioner inom utvalda regioner 2 och E i figur 2d.
De erhållna experimentella data (Fig. 4a och kompletterande Fig. 11) är plottade och jämförda med data för rena föreningar 40, 41, 48. Tre olika typer av experimentellt observerade Fe L-kant XAS-spektra (XAS-1, XAS-2 och XAS-3: Fig. 4a). Specifikt observerades spektrum 2-a (betecknat som XAS-1) i Fig. 3b följt av spektrum 2-b (märkt XAS-2) över hela detektionsområdet, medan spektra som E-3 observerades i figur 3d (märkt XAS-3) observerades på specifika platser. Som regel användes fyra parametrar för att identifiera de befintliga valenstillstånden i det studerade provet: (1) spektralkarakteristika L3 och L2, (2) energipositioner för egenskaperna L3 och L2, (3) energiskillnad L3-L2, (4) L2/L3 intensitetsförhållande. Enligt visuella observationer (Fig. 4a) finns alla tre Fe-komponenterna, nämligen Fe0, Fe2+ och Fe3+, på den studerade SDSS-ytan. Det beräknade intensitetsförhållandet L2/L3 indikerade också närvaron av alla tre komponenter.
Ett simulerat XAS-spektra av Fe med observerade tre olika experimentella data (heldragna linjer XAS-1, XAS-2 och XAS-3 motsvarar 2-a, 2-b och E-3 i figur 2 och 3). Jämförelse av oktaedrarna Fe2+, Fe3+ med kristallfältvärden på 1,0 eV respektive 1,5 eV, experimentella data mätta med bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) och motsvarande optimerade LCF-data (heldragen svart linje), samt i form av XAS-3-spektra med Fe3O4 (blandat tillstånd av Fe) och Fe2O3 (ren Fe3+)-standarder.
En linjär kombinationsanpassning (LCF) av de tre standarderna 40, 41, 48 användes för att kvantifiera järnoxidsammansättningen. LCF implementerades för tre utvalda Fe L-kant XAS-spektra som uppvisade den högsta kontrasten, nämligen XAS-1, XAS-2 och XAS-3, såsom visas i figur 4b–d. För LCF-kopplingar beaktades 10 % Fe0 i samtliga fall på grund av att vi observerade en liten avsats i alla data, och även på grund av att metalliskt järn är huvudkomponenten i stål. Faktum är att provdjupet för X-PEEM för Fe (~6 nm)49 är större än den uppskattade oxidationsskikttjockleken (något > 4 nm), vilket möjliggör detektering av signal från järnmatrisen (Fe0) under passiveringsskiktet. Faktum är att provdjupet för X-PEEM för Fe (~6 nm)49 är större än den uppskattade oxidationsskikttjockleken (något > 4 nm), vilket möjliggör detektering av signal från järnmatrisen (Fe0) under passiveringsskiktet. Действительно, пробная глубина X-PEEM för Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина слоя окисления (нечо окисления (>), моч позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Probens X-PEEM-djup för Fe (~6 nm)49 är faktiskt större än den antagna tjockleken på oxidationsskiktet (något >4 nm), vilket gör det möjligt att detektera signalen från järnmatrisen (Fe0) under passiveringsskiktet.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 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 兮m 略 煁> 4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Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая толщосина огногосина ок 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Faktum är att detektionsdjupet för Fe (~6 nm) 49 med X-PEEM är större än den förväntade tjockleken på oxidskiktet (något > 4 nm), vilket möjliggör detektion av signalen från järnmatrisen (Fe0) under passiveringsskiktet. .Olika kombinationer av Fe2+ och Fe3+ utfördes för att hitta den bästa möjliga lösningen för de observerade experimentella data. Figur 4b visar XAS-1-spektrumet för kombinationen av Fe2+ och Fe3+, där proportionerna av Fe2+ och Fe3+ var lika med cirka 45%, vilket indikerar blandade oxidationstillstånd för Fe. Medan för XAS-2-spektrumet blir andelen Fe2+ och Fe3+ ~30% respektive 60%. Fe2+ är mindre än Fe3+. Förhållandet mellan Fe2+ och Fe3, som är lika med 1:2, innebär att Fe3O4 kan bildas vid samma förhållande mellan Fe-joner. Dessutom blir andelen Fe2+ och Fe3+ för XAS-3-spektrumet ~10% respektive 80%, vilket indikerar en högre omvandling av Fe2+ till Fe3+. Som nämnts ovan kan Fe3+ komma från α-Fe2O3, γ-Fe2O3 eller Fe3O4. För att förstå den mest sannolika källan till Fe3+ ritades XAS-3-spektrumet med olika Fe3+-standarder i figur 4e, vilket visar likhet mellan båda standarderna när man beaktar B-toppen. Intensiteten hos axeltopparna (A: från Fe2+) och B/A-intensitetsförhållandet indikerar dock att XAS-3-spektrumet är nära, men inte sammanfaller med, spektrumet för γ-Fe2O3. Jämfört med bulk-γ-Fe2O3 har Fe2p XAS-toppen i A SDSS en något högre intensitet (fig. 4e), vilket indikerar en högre intensitet av Fe2+. Även om XAS-3-spektrumet liknar det för γ-Fe2O3, där Fe3+ finns i Oh- och Td-positionerna, är identifiering av olika valenstillstånd och koordination endast längs L2,3-kanten eller L2/L3-intensitetsförhållandet fortfarande ett problem, ett ämne för pågående diskussion på grund av komplexiteten hos de olika faktorer som påverkar det slutliga spektrumet41.
Utöver de spektrala skillnaderna i det kemiska tillståndet hos de utvalda intresseområdena som beskrivits ovan, utvärderades även den globala kemiska heterogeniteten hos nyckelelementen Cr och Fe genom att klassificera alla XAS-spektra som erhölls på provytan med hjälp av K-means-klustringsmetoden. Kantprofilerna Cr L är inställda för att bilda två optimala kluster rumsligt fördelade i de varmbearbetade och kallvalsade proverna som visas i figur 5. Det är tydligt att inga lokala strukturella förändringar uppfattas som likartade, eftersom de två centroiderna i XAS Cr-spektra är jämförbara. Dessa spektralformer för de två klustren är nästan identiska med de som motsvarar Cr2O342, vilket innebär att Cr2O3-skikten är relativt jämnt fördelade på SDSS.
Cr L K-medelvärden för kantregionskluster, och b är motsvarande XAS-centroider. Resultat av K-medelvärden X-PEEM-jämförelse av kallvalsat SDSS: c Cr L2,3 kantregion för K-medelvärden för kluster och d motsvarande XAS-centroider.
För att illustrera mer komplexa FeL-kantkartor användes fyra respektive fem optimerade kluster och deras tillhörande centroider (spektralprofiler) för varmbearbetade respektive kallvalsade prover. Därför kan procentandelen (%) av Fe2+ och Fe3+ erhållas genom att anpassa LCF som visas i figur 4. Pseudoelektrodpotentialen Epseudo som en funktion av Fe0 användes för att avslöja den mikrokemiska inhomogeniteten hos ytoxidfilmen. Epseudo uppskattas grovt med blandningsregeln,
där \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) är lika med \(\rm{Fe} + 2e^ – \ till \rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 respektive 0,036 V. Regioner med lägre potential har ett högre innehåll av Fe3+-föreningen. Potentialfördelningen i termiskt deformerade prover har en skiktad karaktär med en maximal förändring på cirka 0,119 V (Fig. 6a, b). Denna potentialfördelning är nära relaterad till yttopografin (Fig. 6a). Inga andra positionsberoende förändringar i det underliggande laminära inre observerades (Fig. 6b). Tvärtom, för kopplingen av olika oxider med olika innehåll av Fe2+ och Fe3+ i kallvalsat SDSS, kan man observera en icke-enhetlig karaktär hos pseudopotentialen (Fig. 6c, d). Fe3+-oxider och/eller (oxi)hydroxider är huvudbeståndsdelarna i rost i stål och är permeabla för syre och vatten50. I detta fall anses öarna som är rika på Fe3+ vara lokalt fördelade och kan betraktas som korroderade områden. Samtidigt kan gradienten i potentialfältet, snarare än potentialens absoluta värde, användas som en indikator för lokalisering av aktiva korrosionsplatser. Denna ojämna fördelning av Fe2+ och Fe3+ på ytan av kallvalsat SDSS kan förändra den lokala kemin och ge en mer praktisk aktiv yta vid oxidfilmsnedbrytning och korrosionsreaktioner, vilket möjliggör kontinuerlig korrosion av den underliggande metallmatrisen, vilket resulterar i intern korrosion, heterogenitet i egenskaper och en minskning av passiveringsskiktets skyddande egenskaper.
K-medelvärden för kluster och motsvarande XAS-centroider i Fe L2.3-kantregionen av varmdeformerad X-PEEM ac och df av kallvalsad SDSS. a, d K-medelvärden för klusterdiagram överlagrade på X-PEEM-bilder. Den beräknade pseudoelektrodpotentialen (Epseudo) nämns tillsammans med K-medelvärden för klusterdiagrammet. Ljusstyrkan hos X-PEEM-bilden, liksom färgen i figur 2, är proportionell mot röntgenabsorptionsintensiteten.
Relativt enhetlig Cr men olika kemiska tillstånd hos Fe leder till olika oxidfilmskador och korrosionsmönster i varmvalsat och kallvalsat Ce-2507. Denna egenskap hos kallvalsat Ce-2507 har studerats väl. Beträffande bildandet av oxider och hydroxider av Fe i omgivande luft i detta nästan neutrala arbete, är reaktionerna följande:
Ovanstående reaktioner inträffar i följande scenarier baserade på X-PEEM-analys. En liten skuldra motsvarande Fe0 är associerad med det underliggande metalliska järnet. Reaktionen mellan metalliskt Fe och omgivningen resulterar i bildandet av ett Fe(OH)2-lager (ekvation (5)), vilket förstärker Fe2+-signalen i Fe L-kantens XAS. Långvarig exponering för luft kan resultera i bildandet av Fe3O4- och/eller Fe2O3-oxider efter Fe(OH)252,53. Två stabila former av Fe, Fe3O4 och Fe2O3, kan också bildas i det Cr3+-rika skyddande lagret, varav Fe3O4 föredrar en enhetlig och klibbig struktur. Närvaron av båda resulterar i blandade oxidationstillstånd (XAS-1-spektrum). XAS-2-spektrumet motsvarar huvudsakligen Fe3O4. Medan observation av XAS-3-spektra på flera ställen indikerade fullständig omvandling till γ-Fe2O3. Eftersom penetrationsdjupet för de utfällda röntgenstrålarna är cirka 50 nm, resulterar signalen från det undre lagret i en högre intensitet hos A-toppen.
XPA-spektrumet visar att Fe-komponenten i oxidfilmen har en skiktad struktur kombinerad med ett Cr-oxidlager. I motsats till tecken på passivering på grund av lokal inhomogenitet hos Cr2O3 under korrosion, observeras låg korrosionsbeständighet trots det enhetliga lagret av Cr2O3 i detta arbete, särskilt för kallvalsade prover. Det observerade beteendet kan förstås som heterogeniteten i det kemiska oxidationstillståndet i det övre lagret (Fe), vilket påverkar korrosionsprestanda. På grund av samma stökiometri hos det övre lagret (järnoxid) och det undre lagret (kromoxid)52,53 leder bättre interaktion (vidhäftning) mellan dem till långsam transport av metall- eller syrejoner i gittret, vilket i sin tur leder till en ökning av korrosionsbeständigheten. Därför är ett kontinuerligt stökiometriskt förhållande, dvs. ett oxidationstillstånd för Fe, att föredra framför abrupta stökiometriska förändringar. Det värmedeformerade SDSS-materialet har en mer enhetlig yta, ett tätare skyddande lager och bättre korrosionsbeständighet. För kallvalsat SDSS bryter däremot närvaron av Fe3+-rika öar under skyddsskiktet mot ytans integritet och orsakar galvanisk korrosion med det närliggande substratet, vilket leder till ett kraftigt fall av Rp (tabell 1). EIS-spektrumet och dess korrosionsbeständighet reduceras. Det kan ses att den lokala fördelningen av Fe3+-rika öar på grund av plastisk deformation huvudsakligen påverkar korrosionsbeständigheten, vilket är ett genombrott i detta arbete. Därför presenterar denna studie spektroskopiska mikroskopiska bilder av minskningen av korrosionsbeständighet hos SDSS-prover som studerats med plastisk deformationsmetod.
Dessutom, även om legering med sällsynta jordartsmetaller i tvåfasstål visar bättre prestanda, förblir interaktionen mellan detta additiva element och en enskild stålmatris vad gäller korrosionsbeteende enligt spektroskopiska mikroskopidata svårfångad. Uppkomsten av Ce-signaler (via XAS M-kanter) uppträder endast på ett fåtal ställen under kallvalsning, men försvinner under varm deformation av SDSS, vilket indikerar lokal utfällning av Ce i stålmatrisen, snarare än homogen legering. Även om det inte signifikant förbättrar de mekaniska egenskaperna hos SDSS6,7, minskar närvaron av sällsynta jordartsmetaller storleken på inneslutningarna och tros hämma punktering i det initiala området54.
Sammanfattningsvis beskriver detta arbete effekten av ytheterogenitet på korrosionen av 2507 SDSS modifierad med cerium genom att kvantifiera det kemiska innehållet i nanoskaliga komponenter. Vi besvarar frågan varför rostfritt stål korroderar även under ett skyddande oxidlager genom att kvantifiera dess mikrostruktur, ytkemi och signalbehandling med hjälp av K-means-klustring. Det har fastställts att öar rika på Fe3+, inklusive deras oktaedriska och tetraedriska koordination längs hela den blandade Fe2+/Fe3+, är källan till skador och korrosion på den kallvalsade oxidfilmen SDSS. Nanoöar som domineras av Fe3+ leder till dålig korrosionsbeständighet även i närvaro av ett tillräckligt stökiometriskt Cr2O3-passiverande skikt. Förutom metodologiska framsteg när det gäller att bestämma effekten av kemisk heterogenitet på nanoskala på korrosion, förväntas pågående arbete inspirera till tekniska processer för att förbättra korrosionsbeständigheten hos rostfria stål under ståltillverkning.
För att framställa Ce-2507 SDSS-götet som användes i denna studie smältes en blandad komposition bestående av Fe-Ce-förlegering förseglad med ett rent järnrör i en 150 kg medelfrekvent induktionsugn för att producera smält stål och hälldes i en gjutform. De uppmätta kemiska sammansättningarna (viktprocent) listas i tilläggstabell 2. Göten varmsmides först till block. Därefter glödgades de vid 1050 °C i 60 minuter för att erhålla stål i fast lösning och kyldes sedan i vatten till rumstemperatur. De studerade proverna studerades i detalj med hjälp av TEM och DOE för att studera faser, kornstorlek och morfologi. Mer detaljerad information om prover och produktionsprocess finns i andra källor6,7.
Cylindriska prover (φ10 mm × 15 mm) för varmkompression bearbetades så att cylinderns axel var parallell med blockets deformationsriktning. Högtemperaturkompression utfördes vid olika temperaturer i intervallet 1000-1150 °C med hjälp av en Gleeble-3800 termisk simulator vid en konstant töjningshastighet i intervallet 0,01-10 s-1. Före deformation upphettades proverna med en hastighet av 10 °C s-1 i 2 minuter vid en vald temperatur för att eliminera temperaturgradienten. Efter att ha uppnått temperaturjämnhet deformerades provet till ett verkligt töjningsvärde på 0,7. Efter deformation kyldes proverna omedelbart med vatten för att bevara den deformerade strukturen. Det härdade provet skärs sedan parallellt med kompressionsriktningen. För denna specifika studie valde vi ett prov med ett varmkompressionsförhållande på 1050 °C, 10 s-1 eftersom den observerade mikrohårdheten var högre än för andra prover.
Massiva (80 × 10 × 17 mm3) prover av den fasta Ce-2507-lösningen användes i ett LG-300 trefas asynkront tvåvalsverk med de bästa mekaniska egenskaperna bland alla andra deformationsnivåer6. Töjningshastigheten och tjockleksreduktionen för varje bana är 0,2 m·s-1 respektive 5 %.
En Autolab PGSTAT128N elektrokemisk arbetsstation användes för SDSS-elektrokemiska mätningar efter kallvalsning till 90 % tjockleksreduktion (1,0 ekvivalent sann töjning) och efter varmpressning vid 1050 °C i 10 s-1 till en sann töjning på 0,7. Arbetsstationen har en treelektrodscell med en mättad kalomelelektrod som referenselektrod, en grafitmotelektrod och ett SDSS-prov som arbetselektrod. Proverna skars till cylindrar med en diameter på 11,3 mm, på vilka sidor koppartrådar löddes. Proverna fixerades sedan med epoxi, vilket lämnade en öppen arbetsyta på 1 cm2 som arbetselektrod (undersidan av det cylindriska provet). Var försiktig under härdning av epoxin och efterföljande slipning och polering för att undvika sprickbildning. Arbetsytorna slipades och polerades med en diamantpoleringssuspension med en partikelstorlek på 1 μm, tvättades med destillerat vatten och etanol och torkades i kall luft. Före elektrokemiska mätningar exponerades de polerade proverna för luft i flera dagar för att bilda en naturlig oxidfilm. En vattenlösning av FeCl3 (6,0 viktprocent), stabiliserad till pH = 1,0 ± 0,01 med HCl enligt ASTM-rekommendationer, används för att accelerera korrosionen av rostfritt stål55 eftersom det är korrosivt i närvaro av kloridjoner med stark oxidationsförmåga och lågt pH. Miljöstandarderna G48 och A923. Sänk ner provet i testlösningen i 1 timme för att uppnå nära steady state innan några mätningar görs. För prover i fast lösning, varmformade och kallvalsade prover utfördes impedansmätningar vid öppna kretspotentialer (OPC) på 0,39, 0,33 respektive 0,25 V, i frekvensområdet från 1105 till 0,1 Hz med en amplitud på 5 mV. Alla kemiska tester upprepades minst 3 gånger under samma förhållanden för att säkerställa dataens reproducerbarhet.
För HE-SXRD-mätningar mättes rektangulära duplexstålblock med måtten 1 × 1 × 1,5 mm3 för att kvantifiera strålfassammansättningen hos en Brockhouse högenergiwiggler vid CLS, Kanada56. Datainsamlingen utfördes med Debye-Scherrer-geometri eller transmissionsgeometri vid rumstemperatur. Röntgenvåglängden kalibrerad med LaB6-kalibratorn är 0,212561 Å, vilket motsvarar 58 keV, vilket är mycket högre än för Cu Kα (8 keV) som vanligtvis används som röntgenkälla i laboratorier. Provet placerades på ett avstånd av 740 mm från detektorn. Detektionsvolymen för varje prov är 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, vilket bestäms av strålstorleken och provtjockleken. Alla data samlades in med en Perkin Elmer-areadetektor, platt röntgendetektor, 200 µm pixlar, 40×40 cm2 med en exponeringstid på 0,3 s och 120 bildrutor.
X-PEEM-mätningar av två utvalda modellsystem utfördes vid Beamline MAXPEEM PEEM-ändstationen i MAX IV-laboratoriet (Lund, Sverige). Proverna framställdes på samma sätt som för elektrokemiska mätningar. De framställda proverna hölls i luft i flera dagar och avgasades i en ultrahögvakuumkammare innan de bestrålades med synkrotronfotoner. Strållinjens energiupplösning erhölls genom att mäta jonkonspektrumet i excitationsområdet från N1s till 1(τ/g₃ast) nära hv = 401 eV i N2 med fotonenergins beroende av E3/2, 57. Approximationsspektra gav ΔE (spektrallinjens bredd) på cirka 0,3 eV i det uppmätta energiområdet. Därför uppskattades strållinjens energiupplösning till E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 och flödet ≈1012 ph/s genom att använda en modifierad SX-700 monokromator med ett Si 1200-linjers mm−1-gitter för Fe 2p L2,3-kanten, Cr 2p L2,3-kanten, Ni 2p L2,3-kanten och Ce M4,5-kanten. Därför uppskattades strållinjens energiupplösning till E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 och flödet ≈1012 ph/s genom att använda en modifierad SX-700 monokromator med ett Si 1200-linjers mm−1-gitter för Fe 2p L2.3-kanten, Cr 2p L2.3-kanten, Ni 2p L2.3-kanten och Ce M4.5-kanten. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВВи 2000/0ки > 2000/0ки при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,2, Cr 2p L2,2,3, Cr кромка Ni 2p L2,3 och кромка Ce M4,5. Således uppskattades strålkanalens energiupplösning till E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 och flöde ≈1012 f/s med användning av en modifierad SX-700 monokromator med ett Si-gitter på 1200 linjer/mm för Fe-kanten 2p L2,3, Cr-kanten 2p L2,3, Ni-kanten 2p L2,3 och Ce-kanten 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≈扈扈扈1012 ph/s稇通佸锽稇通蔽訿通，通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、繼缘、繼嘼 L2,Ni 2p,Ni 2p,M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 带缌带有 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、r 2、C 边缘、C. 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘.Således, när man använder en modifierad SX-700 monokromator med ett 1200-linjers Si-gitter. 3, Cr-kant 2p L2.3, Ni-kant 2p L2.3 och Ce-kant M4.5.Skanna fotonenergi i steg om 0,2 eV. Vid varje energi registrerades PEEM-bilder med en fiberkopplad TVIPS F-216 CMOS-detektor med 2 x 2 bins, vilket ger en upplösning på 1024 x 1024 pixlar i ett 20 µm synfält. Exponeringstiden för bilderna var 0,2 s, med ett genomsnitt på 16 bildrutor. Fotoelektronbildenergin är vald på ett sådant sätt att den ger maximal sekundärelektronsignal. Alla mätningar utfördes vid normal infallsvinkel med en linjärt polariserad fotonstråle. Mer information om mätningar finns i en tidigare studie. Efter att ha studerat detektionsläget för total elektronutbyte (TEY) och dess tillämpning i X-PEEM49 uppskattas testdjupet för denna metod till cirka 4-5 nm för Cr-signalen och cirka 6 nm för Fe. Cr-djupet ligger mycket nära oxidfilmens tjocklek (~4 nm)60,61 medan Fe-djupet är större än tjockleken. XRD som samlas in vid kanten av FeL är en blandning av XRD av järnoxider och Fe0 från matrisen. I det första fallet kommer intensiteten hos de emitterade elektronerna från alla möjliga typer av elektroner som bidrar till TEY. En ren järnsignal kräver dock högre kinetisk energi för att elektronerna ska passera genom oxidskiktet till ytan och samlas in av analysatorn. I detta fall beror Fe0-signalen huvudsakligen på LVV Auger-elektroner, såväl som sekundära elektroner som emitteras av dem. Dessutom avtar TEY-intensiteten som bidrar med dessa elektroner under elektronernas flyktväg, vilket ytterligare minskar Fe0-spektralresponsen i järnets XAS-karta.
Att integrera data mining i en datakub (X-PEEM-data) är ett viktigt steg för att extrahera relevant information (kemiska eller fysikaliska egenskaper) i ett flerdimensionellt tillvägagångssätt. K-means-klustring används ofta inom flera områden, inklusive maskinseende, bildbehandling, oövervakad mönsterigenkänning, artificiell intelligens och klassificeringsanalys. Till exempel har K-means-klustring fungerat bra vid klustring av hyperspektral bilddata. I princip kan K-means-algoritmen för multifunktionsdata enkelt gruppera dem baserat på information om deras attribut (fotonenergiegenskaper). K-means-klustring är en iterativ algoritm för att dela upp data i K icke-överlappande grupper (kluster), där varje pixel tillhör ett visst kluster beroende på den rumsliga fördelningen av kemisk inhomogenitet i stålets mikrostrukturella sammansättning. K-means-algoritmen inkluderar två steg: i det första steget beräknas K centroider, och i det andra steget tilldelas varje punkt ett kluster med angränsande centroider. Tyngdpunkten för ett kluster definieras som det aritmetiska medelvärdet av datapunkterna (XAS-spektrum) för det klustret. Det finns olika avstånd för att definiera angränsande centroider som euklidiskt avstånd. För en inmatningsbild av px,y (där x och y är upplösningen i pixlar) är CK klustrets tyngdpunkt; denna bild kan sedan segmenteras (klustras) i K kluster med hjälp av K-means63. De sista stegen i K-means-klusteralgoritmen är:
Steg 2. Beräkna medlemskapet för alla pixlar enligt den aktuella centroiden. Till exempel beräknas det från det euklidiska avståndet d mellan centrum och varje pixel:
Steg 3 Tilldela varje pixel till närmaste centroid. Beräkna sedan om K centroidpositioner enligt följande:
Steg 4. Upprepa processen (ekvationerna (7) och (8)) tills centroiderna konvergerar. De slutliga resultaten för klusterkvaliteten är starkt korrelerade med det bästa valet av initiala centroider. För PEEM-datastrukturen för stålbilder är X (x × y × λ) vanligtvis en kub av 3D-matrisdata, medan x- och y-axlarna representerar rumslig information (pixelupplösning) och λ-axeln motsvarar en fotonenergispektralbild. K-means-algoritmen används för att utforska intressanta regioner i X-PEEM-data genom att separera pixlar (kluster eller delblock) enligt deras spektrala egenskaper och extrahera de bästa centroiderna (XAS-spektralprofiler) för varje analytkluster. Den används för att studera rumslig fördelning, lokala spektrala förändringar, oxidationsbeteende och kemiska tillstånd. Till exempel användes K-means-klusteralgoritmen för FeL-kant- och CrL-kantregioner i varmbearbetad och kallvalsad X-PEEM. Olika antal K kluster (mikrostrukturregioner) testades för att hitta de optimala klustren och centroiderna. När dessa siffror visas tilldelas pixlarna till motsvarande klustercentroider. Varje färgfördelning motsvarar klustrets centrum och visar det rumsliga arrangemanget av kemiska eller fysiska objekt. De extraherade centroiderna är linjära kombinationer av rena spektra.
Data som stöder resultaten av denna studie är tillgängliga på rimlig begäran från respektive WC-författare.
Sieurin, H. & Sandström, R. Brottseghet hos ett svetsat duplext rostfritt stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Brottseghet hos ett svetsat duplext rostfritt stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Brottseghet hos svetsat duplext rostfritt 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. Brottseghet hos svetsade duplexa rostfria stål.Britannia. Bråkdel. fur. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Korrosionsbeständighet hos duplexa rostfria stål i utvalda organiska syror och organiska syror/kloridmiljöer. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Korrosionsbeständighet hos duplexa rostfria stål i utvalda organiska syror och organiska syror/kloridmiljöer.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. och Van Der Merwe, J. Korrosionsbeständighet hos duplexa rostfria stål i miljöer med vissa organiska syror och organiska syror/klorider. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相rostfritt stål在选定的organisk酸和organisk酸/klorerad miljö的耐而性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. och Van Der Merwe, J. Korrosionsbeständighet hos duplexa rostfria stål i utvalda miljöer med organiska syror och organiska syror/klorider.konserveringsmedel. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al. Korrosionsoxidativt beteende hos Fe-Al-Mn-C duplexlegeringar. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Ny generation av superduplexstål för utrustning för gas- och oljeproduktion. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Ny generation av superduplexstål för utrustning för gas- och oljeproduktion.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Ny generation av superduplexstål för olje- och gasproduktionsutrustning.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Ny generation av superduplexstål för gas- och oljeproduktionsutrustning. Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Undersökning av varmdeformationsbeteende hos duplex rostfritt stål av kvalitet 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Undersökning av varmdeformationsbeteende hos duplex rostfritt stål av kvalitet 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. En studie av varmdeformationsbeteende hos duplex rostfritt stål av typ 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. och Utaisansuk, V. Undersökning av varmdeformationsbeteende hos duplex rostfritt stål av typ 2507. Metall.alma mater. trance. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Effekt av kontrollerad kallvalsning på mikrostrukturen och de mekaniska egenskaperna hos ceriummodifierat superduplex SAF 2507 rostfritt stål. alma mater. the science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Strukturella och mekaniska egenskaper inducerade genom termisk deformation av ceriummodifierat superduplex SAF 2507 rostfritt stål. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effekt av sällsynta jordartsmetaller på oxidationsbeteendet vid höga temperaturer hos austenitiskt stål. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effekt av sällsynta jordartsmetaller på oxidationsbeteendet vid höga temperaturer hos austenitiskt stål.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. och Zheng K. Inverkan av sällsynta jordartsmetaller på austenitiskt ståls beteende under högtemperaturoxidation. 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. och Zheng K. Inverkan av sällsynta jordartsmetaller på austenitiska ståls beteende vid högtemperaturoxidation.Koros. Vetenskapen. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekter av Ce på mikrostrukturen och egenskaperna hos 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritiska rostfria stål. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekter av Ce på mikrostrukturen och egenskaperna hos 27Cr-3.8Mo-2Ni superferritiska rostfria stål.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. och Sun S. Se:s inverkan på mikrostrukturen och egenskaperna hos superferritiska rostfria stål 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能嚄和性能嚄和性能的和 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekter av Ce på mikrostrukturen och egenskaperna hos 27Cr-3.8Mo-2Ni superstål av rostfritt stål. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеющей стали 3,7C. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effekt av Ce på mikrostruktur och egenskaper hos superferritiskt rostfritt stål 27Cr-3,8Mo-2Ni.Järnskylt. Steelmak 47, 67–76 (2020).