Tack för att du besöker Nature.com. Du använder en webbläsarversion med begränsat CSS-stöd. För bästa möjliga upplevelse rekommenderar vi att du använder en uppdaterad webbläsare (eller inaktiverar kompatibilitetsläge i Internet Explorer). För att säkerställa fortsatt support visar vi dessutom webbplatsen utan stilar och JavaScript.
Visar en karusell med tre bilder samtidigt. Använd knapparna Föregående och Nästa för att bläddra igenom tre bilder åt gången, eller använd skjutreglageknapparna i slutet för att bläddra igenom tre bilder åt gången.
Det allmänt använda rostfria stålet och dess smidda versioner är korrosionsbeständiga i omgivande förhållanden tack vare passiveringsskiktet som består av kromoxid. Korrosion och erosion av stål är vanligtvis förknippat med förstörelsen av dessa lager, men sällan med uppkomsten av ytinhomogeniteter, beroende på den mikroskopiska nivån. I detta arbete dominerar kemisk ytheterogenitet på nanoskala, detekterad med spektroskopisk mikroskopi och kemometrisk analys, oväntat brott och korrosion hos kallvalsat ceriummodifierat superduplex rostfritt stål 2507 (SDSS) under dess varma deformation. Även om röntgenfotoelektronmikroskopi visade en relativt enhetlig täckning av det naturliga Cr2O3-skiktet, var passiveringsprestandan hos det kallvalsade SDSS dålig på grund av den lokala fördelningen av Fe3+-rika nanoöar på Fe/Cr-oxidskiktet. Denna kunskap på atomnivå ger en djup förståelse för korrosion av rostfritt stål och förväntas bidra till att bekämpa korrosion av liknande höglegerade metaller.
Sedan uppfinningen av rostfritt stål har ferrokroms korrosionsskyddande egenskaper tillskrivits krom, som bildar starka oxider/oxihydroxider och uppvisar ett passiverande beteende i de flesta miljöer. Jämfört med konventionella (austenitiska och ferritiska) rostfria stål 1, 2, 3 har superduplexa rostfria stål (SDSS) bättre korrosionsbeständighet och utmärkta mekaniska egenskaper. 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 därigenom utökar dess tillämpning inom föroreningskontroll, kemikaliebehållare och offshore olje- och gasindustrin 4. Det smala intervallet av värmebehandlingstemperaturer och dålig formbarhet hindrar dock deras breda praktiska tillämpning. Därför modifieras SDSS för att förbättra ovanstående prestanda. Till exempel introducerades Ce-modifieringen i SDSS 2507 (Ce-2507) med en hög kvävehalt 6,7,8. Det sällsynta jordartsmetallen (Ce) har vid en lämplig koncentration på 0,08 viktprocent en gynnsam effekt på de mekaniska egenskaperna hos DSS, eftersom det förbättrar kornförfining och korngränshållfasthet. Slitstyrka och korrosionsbeständighet, draghållfasthet och sträckgräns samt varmbearbetbarhet förbättras också9. Stora mängder kväve kan ersätta dyrt nickelinnehåll, vilket gör SDSS mer kostnadseffektivt10.
Nyligen har SDSS deformerats plastiskt vid olika temperaturer (kryogen, kall och varm) för att uppnå utmärkta mekaniska egenskaper6,7,8. Emellertid påverkas SDSS:s utmärkta korrosionsbeständighet, tack vare närvaron av en tunn oxidfilm på ytan, av många faktorer, såsom inneboende heterogenitet på grund av närvaron av heterogena faser med olika korngränser, oönskade utfällningar och olika deformationer av austenitiska och ferritiska faser7. Därför blir studiet av de mikroskopiska domänegenskaperna hos sådana filmer ner till nivån av den elektroniska strukturen avgörande för att förstå SDSS-korrosion och kräver komplexa experimentella tekniker. Hittills har ytkänsliga metoder som Auger-elektronspektroskopi11 och röntgenfotoelektronspektroskopi12,13,14,15 och hård röntgenfotoemissionsmikroskopi (HAX-PEEM)16 i allmänhet misslyckats med att detektera kemiska skillnader i ytskikt och kemiska tillstånd hos samma element på olika platser i nanoskaleutrymmet. Flera nya studier har korrelerat lokaliserad oxidation av krom med det observerade korrosionsbeteendet hos austenitiska rostfria stål17, martensitiska stål18 och SDSS19,20. 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 beståndsdelar, såsom järnoxider. Dessa föreningar, som har ärvt en liten storlek till följd av termomekanisk behandling, ligger i nära anslutning till varandra, men skiljer sig åt i sammansättning och oxidationstillstånd16,21. För att detektera sprickbildning i oxidfilmer och efterföljande gropfrätning är det därför nödvändigt att förstå ytheterogenitet på mikroskopisk nivå. Trots dessa krav saknas fortfarande kvantitativa uppskattningar såsom lateral heterogenitet i oxidation, särskilt för Fe på nano- och atomär skala, och dess korrelation med korrosionsbeständighet förblir outforskad. Fram tills nyligen karakteriserades det kemiska tillståndet hos olika element, såsom Fe och Ca22, på stålprover kvantitativt med hjälp av mjukröntgenfotoelektronmikroskopi (X-PEEM) i nanoskaliga synkrotronstrålningsanläggningar. I kombination med kemiskt känslig röntgenabsorptionsspektroskopi (XAS) möjliggör X-PEEM XAS-mätningar med hög spatial och spektral upplösning, vilket ger kemisk information om elementens sammansättning och deras kemiska tillstånd med en spatial upplösning ner till tjugotre nanometer. Denna spektromikroskopiska observation av debuten underlättar lokala kemiska observationer och kan visa kemiska förändringar i järnlagrets utrymme som inte tidigare har undersökts.
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 en klustrad K-means24 kemometrisk metod för att kartlägga den globala kemiska (hetero)homogeniteten hos de involverade elementen, vars kemiska tillstånd presenteras i en statistisk representation. I motsats till korrosion initierad av förstörelsen av kromoxidfilmen i det traditionella fallet, tillskrivs mindre passivering och lägre korrosionsbeständighet för närvarande lokaliserade Fe3+-rika nanoöar nära Fe/Cr-oxidskiktet, vilket kan vara skyddande egenskaper. Oxiden förstör den prickiga filmen och 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 en sur (pH = 1) vattenlösning 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 analysen insikt i möjliga felhändelser och efterföljande korrosion. Ekvivalentkretsen (figur 1d) användes för att anpassa det elektrokemiska impedansspektroskopispektrumet (EIS), och motsvarande anpassningsresultat visas i tabell 1. Ofullständiga halvcirklar förekommer i lösningsbehandlade och varmbearbetade prover, medan komprimerade halvcirklar förekommer i kallvalsade motsvarigheter (figur 1b). I EIS-spektroskopi kan halvcirkelns radie betraktas som polarisationsresistansen (Rp) 25,26. Rp för den lösningsbehandlade bana i tabell 1 är cirka 135 kΩ cm–2, men värdena för varmbearbetad och kallvalsad bana är mycket lägre, 34,7 respektive 2,1 kΩ cm–2. Denna signifikanta minskning av Rp visar den skadliga effekten av plastisk deformation på passivering och korrosionsbeständighet, vilket visats i tidigare rapporter27,28,29,30.
a Nyquist-, b-, c Bode-impedans- och fasdiagram, och d motsvarande ekvivalenta kretsmodeller, där RS är elektrolytresistansen, Rp är polarisationsresistansen och QCPE är oxiden av det konstanta faselementet som används för att modellera den icke-ideala kapacitansen (n). EIS-mätningar görs vid öppen kretspotential.
De samtidiga konstanterna visas i Bode-diagrammet, med en platå i det höga frekvensområdet som representerar elektrolytmotståndet RS26. När frekvensen minskar ökar impedansen och en negativ fasvinkel hittas, vilket indikerar kapacitansdominans. Fasvinkeln ökar, bibehåller ett maximum över ett relativt brett frekvensområde och minskar sedan (Fig. 1c). I alla tre fallen är dock detta maximum fortfarande mindre än 90°, vilket indikerar icke-idealt kapacitivt beteende på grund av kapacitiv dispersion. Därför används QCPE:s konstanta faselement (CPE) för att representera gränssnittskapacitansfördelningar som uppstår på grund av ytjämnhet eller inhomogenitet, särskilt på atomär skala, fraktalgeometri, elektrodporositet, icke-enhetlig potential och geometri med elektrodernas form31,32. CPE-impedans:
där j är det imaginära talet och ω är vinkelfrekvensen. QCPE är en frekvensoberoende konstant som är proportionell mot elektrolytens effektiva öppna area. n är ett dimensionslöst effekttal som beskriver avvikelsen hos en kondensator från ideal kapacitans, dvs. ju närmare n är 1, desto närmare är CPE en rent kapacitiv, medan om n är nära noll verkar den resistiv. Små avvikelser från n, nära 1, indikerar ett icke-idealt kapacitivt beteende hos ytan efter polarisationstester. QCPE för kallvalsad SDSS är betydligt högre än dess motsvarigheter, 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 utmärkt korrosionsbeständighet hos SDSS på grund av närvaron av en passiverande skyddande oxidfilm på ytan17. Sådana passiverande filmer är vanligtvis rika på Cr3+-oxider och/eller hydroxider, huvudsakligen i kombination med Fe2+, Fe3+-oxider och/eller (oxi)hydroxider33. Trots samma ytjämnhet, passiverande oxidskikt och ingen observerad ytsprickbildning enligt mikroskopiska mätningar6,7, är korrosionsbeteendet hos varmbearbetat och kallvalsat SDSS annorlunda, så en djupgående studie av de mikrostrukturella egenskaperna är nödvändig för ståldeformation.
Mikrostrukturen hos deformerat rostfritt stål studerades kvantitativt med hjälp av intrinsiska och synkrotronhögenergiröntgenstrålar (kompletterande figurer 1, 2). En detaljerad analys finns i den kompletterande informationen. Även om det finns en allmän enighet om typen av huvudfas, hittades skillnader i bulkfasfraktioner, vilka listas i kompletterande tabell 1. Dessa skillnader kan bero på inhomogena fasfraktioner vid ytan och i volymen, vilka påverkas av olika röntgendiffraktionsdjup (XRD). ) med olika energikällor för infallande fotoner34. Relativt höga austenitfraktioner i kallvalsade prover bestämda med XRD från en laboratoriekälla indikerar bättre passivering och sedan bättre korrosionsbeständighet35, medan mer exakta och statistiska resultat tyder på motsatta trender i fasfraktioner. 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 uppvisade en mer kornig natur, vilket tyder på korn av mikronstorlek, medan de släta ringarna som observerades i de kallvalsade proverna (kompletterande figur 3) tyder på betydande kornförfining till nanostorlek i tidigare arbete. Detta bör gynna bildandet av passiv film och ökningen av korrosionsbeständigheten. Högre dislokationsdensitet är vanligtvis förknippad med lägre motståndskraft mot gropfrätning, vilket överensstämmer väl med elektrokemiska mätningar.
Förändringar i det kemiska tillståndet hos mikrodomänerna hos huvudelementen studerades systematiskt med X-PEEM. Även om det finns fler legeringselement väljs Cr, Fe, Ni och Ce39 här, eftersom Cr är nyckelelementet för att bilda den passiva filmen, Fe är huvudelementet för stål, och Ni förstärker passiveringen och balanserar ferrit-austenitiska fasen. Struktur och modifiering är syftet med Ce. Genom att finjustera synkrotronstrålens energi fångade XAS de viktigaste egenskaperna hos Cr (L2.3-kant), Fe (L2.3-kant), Ni (L2.3-kant) och Ce (M4.5-kant) från ytan. -2507 SDSS. Lämplig dataanalys utfördes genom att inkludera energikalibrering med publicerade data (t.ex. XAS på Fe L2, 3-ribbor40,41).
I figur 2 visas X-PEEM-bilder av varmbearbetad (figur 2a) och kallvalsad (figur 2d) Ce-2507 SDSS och motsvarande XAS Cr- och Fe L2,3-kanter vid individuellt markerade positioner. L2,3 XAS-kanten utforskar de oupptagna 3d-tillstånden hos elektroner efter fotoexcitation vid spinnbana-delningsnivåerna 2p3/2 (L3-kant) och 2p1/2 (L2-kant). Information om valenstillståndet för Cr erhölls från röntgendiffraktionsanalys av L2,3-kanten i figur 2b,d. Länkjämförelse. 42, 43 visade att fyra toppar A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) och D (582,2 eV) observerades nära L3-kanten, vilket reflekterade oktaedriska Cr3+-joner, motsvarande Cr2O3. De experimentella spektra överensstämmer med teoretiska beräkningar, såsom visas i panelerna b och e, erhållna från multipla kristallfältsberäkningar 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.
a Termisk bild av X-PEEM varmformat SDSS motsvarande kant b Cr L2.3 och kant c Fe L2.3, d Termisk bild X-PEEM av kallvalsat SDSS motsvarande kant e Cr L2.3 och f Fe L2.3 på sidan (e). XAS-spektra plottade vid olika rumsliga positioner markerade på termobilderna (a, d) med de orange streckade linjerna i (b) och (e) representerar simulerade XAS-spektra av Cr3+ med ett kristallfältvärde på 2,0 eV. För X-PEEM-bilder används 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 detsamma för båda proverna. Ytterligare ritning. Fig. 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 oxidationstillståndet för Ni2+ över hela den uppmätta ytan av varmbearbetade och kallvalsade prover (kompletterande diskussion). Det är anmärkningsvärt att för varmbearbetade prover observeras inte XAS-signalen för Ce, medan spektrumet för Ce3+ för kallvalsade prover observeras vid en punkt. Observationen av Ce-fläckar i kallvalsade prover visade att Ce huvudsakligen existerar i form av utfällningar.
I termiskt deformerat SDSS observerades ingen lokal strukturell förändring i XAS vid Fe L2,3-kanten (Fig. 2c). Emellertid, som visas i fig. 2f, ändrar Fe-matrisen mikroskopiskt sitt kemiska tillstånd vid sju slumpmässigt utvalda punkter i det kallvalsade SDSS-materialet. 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 Fe L2,3-kanten av α-Fe2O3-system och Fe2+-oktaedriska oxider modellerades med hjälp av multiplettkristallfältberäkningar 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 kombinationer 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 uttrycks som 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 tidigare arbete, även om intensitetsförhållandena för 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 endast Fe3+ är närvarande i detta fall. Om man betraktar fallet med Fe3O4 med kombinationer av Fe2+ och Fe3+, är det känt att en svagare (stark) första funktion i L3-kanten av Fe indikerar en mindre (större) obeläggning i t2g-tillståndet. Detta gäller Fe2+ (Fe3+), vilket indikerar en ökning av det första tecknet som indikerar en ökning av halten av Fe2+47. Dessa resultat visar att Fe2+ och γ-Fe2O3, α-Fe2O3 och/eller Fe3O4 dominerar på kompositernas kallvalsade ytor.
Förstorade fotoemissionselektrontermbilder av (a, c) och (b, d) XAS-spektra över 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) ritades upp och jämfördes med de för rena föreningarna 40, 41, 48. I grund och botten observerades tre olika typer av experimentellt observerade Fe L-kant XAS-spektra (XAS-1, XAS-2 och XAS-3: Fig. 4a) på rumsligt olika platser. I synnerhet observerades ett spektrum liknande 2-a (betecknat XAS-1) i Fig. 3b över hela det intressanta området, följt av ett 2-b-spektrum (märkt XAS-2), medan ett spektrum liknande E-3 observerades i Fig. 3d (benämnt XAS-3) har observerats på vissa lokaliserade platser. Vanligtvis används fyra parametrar för att identifiera valenstillstånden som finns i ett probprov: (1) L3- och L2-spektralegenskaper, (2) energipositioner för L3- och L2-egenskaper, (3) L3-L2-energiskillnad, (4) L2-intensitetsförhållande/L3. Enligt visuella observationer (Fig. 4a) finns alla tre Fe-komponenterna, nämligen Fe0, Fe2+ och Fe3+, på ytan av det studerade SDSS-materialet. Det beräknade intensitetsförhållandet L2/L3 indikerade också närvaron av alla tre komponenter.
a 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 figur 3) jämfört med simulerade XAS-jämförelsespektra, oktaedronerna Fe2+, Fe3+, kristallfältvärden på 1,0 eV respektive 1,5 eV, b–d Uppmätta experimentella data (XAS-1, XAS-2, XAS-3) och motsvarande optimerade LCF-data (heldragen svart linje), och jämförande XAS-3-spektra med Fe3O4 (blandat tillstånd av Fe) och Fe2O3 (ren Fe3+) standarder.
En linjär kombinationsanpassning (LCF) av de tre standarderna40,41,48 användes för att kvantifiera sammansättningen av järnoxid. LCF implementerades för tre utvalda FeL-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 den lilla avsatsen vi observerade i alla data och det faktum att järnmetall 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.Faktum är att X-PEEM detekterar Fe (~6 nm)49 djupare än den förväntade tjockleken på oxidskiktet (drygt 4 nm), vilket möjliggör detektion av signaler från järnmatrisen (Fe0) under passiveringsskiktet. Olika kombinationer av Fe2+ och Fe3+ utfördes för att hitta den bästa möjliga lösningen för de observerade experimentella data. I fig. 4b visas kombinationen av Fe2+ och Fe3+ i XAS-1-spektrumet, där proportionerna av Fe2+ och Fe3+ är nära, cirka 45%, vilket indikerar ett blandat oxidationstillstånd för Fe. Medan för XAS-2-spektrumet blir andelen Fe2+ och Fe3+ ~30% respektive 60%. Halten av Fe2+ är lägre än den för Fe3+. Fe2+ till Fe3-förhållandet på 1:2 innebär att Fe3O4 kan bildas vid samma förhållande Fe-joner. Dessutom, för XAS-3-spektrumet, ändrades procentsatserna av Fe2+ och Fe3+ till ~10% och 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+ plottas XAS-3-spektra tillsammans med olika Fe3+-standarder i figur 4e, vilket visar likhet med alla två standarder när topp B beaktas. Emellertid indikerar intensiteten i axeln (A: från Fe2+) och intensitetsförhållandet B/A att spektrumet för XAS-3 är nära men inte detsamma som för γ-Fe2O3. Jämfört med bulk-γ-Fe2O3 är Fe2p XAS-intensiteten för A SDSS-toppen något högre (figur 4e), vilket indikerar en högre Fe2+-intensitet. Även om spektrumet för XAS-3 liknar det för γ-Fe2O3, där Fe3+ finns i både Oh- och Td-positionerna, är identifieringen av olika valenstillstånd och koordination endast genom L2,3-kanten eller L2/L3-intensitetsförhållandet fortfarande ett problem. Det är ett återkommande diskussionsämne på grund av komplexiteten hos de olika faktorer som är involverade i det slutliga spektrumet41.
Utöver den spektrala diskrimineringen av de kemiska tillstånden i de valda regionerna av intresse som beskrivs ovan, utvärderades 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 sattes på ett sådant sätt att de bildade två optimala kluster rumsligt fördelade i de varmbearbetade och kallvalsade proverna som visas i figur 5. Det är tydligt att inga lokala strukturella förändringar observerades, eftersom de två centroiderna i XAS Cr-spektra är mycket lika. Dessa spektralformer för de två klustren är nästan identiska med de som motsvarar Cr2O342, vilket innebär att Cr2O3-skikten är relativt jämnt fördelade över SDSS.
ett kluster av K-medel L-kant-Cr-regioner, b motsvarande XAS-centroider. Resultat av K-medel X-PEEM-jämförelse av kallvalsat SDSS: c kluster av K-medel kantregioner av Cr L2,3 och d motsvarande XAS-centroider.
För att illustrera en mer komplex FeL-kantkarta används fyra respektive fem optimerade kluster och deras tillhörande centroider (spektralfördelningar) för varmbearbetade respektive kallvalsade prover. Därför kan procentandelen (%) av Fe2+ och Fe3+ erhållas genom att justera 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 \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), vilket är 0,440 respektive 0,036 V. Områden med lägre potential har ett högre innehåll av Fe3+-föreningar. Potentialfördelningen i ett termiskt deformerat prov 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 positionsrelaterade förändringar observerades i det underliggande lamellära inre (Fig. 6b). Tvärtom, för kombinationen av olika oxider med olika innehåll av Fe2+ och Fe3+ i kallvalsat SDSS, kan en icke-enhetlig karaktär hos pseudopotentialen observeras (Fig. 6c, d). Fe3+-oxider och/eller (oxi)hydroxider är huvudkomponenterna i korrosion i stål och är permeabla för syre och vatten50. I detta fall kan man se att öarna rika på Fe3+ är lokalt fördelade och kan betraktas som korrosionsområden. I detta fall kan gradienten i potentialfältet, snarare än potentialens absoluta värde, betraktas som en indikator för lokaliseringen av aktiva korrosionsområden51. Denna inhomogena fördelning av Fe2+ och Fe3+ på ytan av det kallvalsade SDSS-godset kan förändra de lokala kemiska egenskaperna och ge en mer effektiv yta vid oxidfilmsprickbildning och korrosionsreaktioner, vilket gör att den underliggande metallmatrisen kontinuerligt korroderar, vilket resulterar i intern inhomogenitet och minskar de skyddande egenskaperna hos det passiverande lagret.
K-medelvärdeskluster av FeL2,3-kantregioner och motsvarande XAS-centroider för a–c varmbearbetad X-PEEM och d–f kallvalsad SDSS. a, d K-medelvärdesklusterdiagram överlagrat på X-PEEM-bilden. Uppskattade pseudoelektrodpotentialer (epseudo) nämns tillsammans med K-medelvärdesklusterdiagram. Ljusstyrkan hos en X-PEEM-bild, såsom färgen i figur 2, är direkt proportionell mot röntgenabsorptionsintensiteten.
Relativt enhetlig Cr men olika kemiska tillstånd hos Fe leder till olika ursprung för oxidfilmsprickbildning och korrosionsmönster i varmvalsat och kallvalsat Ce-2507. Denna egenskap hos kallvalsat Ce-2507 är välkänd. Med avseende på bildandet av oxider och hydroxider av Fe i atmosfärisk luft avslutas följande reaktioner i detta arbete som neutrala reaktioner:
Baserat på mätningen av X-PEEM inträffade ovanstående reaktion i följande fall. En liten skuldra motsvarande Fe0 är associerad med det underliggande metalliska järnet. Reaktionen mellan metalliskt Fe och omgivningen leder till bildandet av ett Fe(OH)2-lager (ekvation (5)), vilket förstärker Fe2+-signalen i XAS på L-kanten av Fe. Långvarig exponering för luft kommer att resultera i bildandet av Fe3O4- och/eller Fe2O3-oxider efter Fe(OH)252,53. Två typer av stabilt Fe, Fe3O4 och Fe2O3, kan också bildas i ett Cr3+-rikt skyddande lager, där Fe3O4 föredrar en enhetlig och kohesiv struktur. Närvaron av båda resulterar i blandade oxidationstillstånd (XAS-1-spektrum). XAS-2-spektrumet motsvarar huvudsakligen Fe3O4. Medan XAS-3-spektra som observerats vid flera positioner indikerade fullständig omvandling till γ-Fe2O3. Eftersom olindade röntgenstrålar har ett penetrationsdjup på cirka 50 nm, resulterar signalen från det underliggande lagret i en högre intensitet hos A-toppen.
XRD-spektrumet visar att Fe-komponenten i oxidfilmen har en skiktad struktur, som kombineras med Cr-oxidskiktet. I motsats till den passiveringskaraktäristiska korrosionen på grund av lokal inhomogenitet hos Cr2O317, observerades, trots det enhetliga skiktet av Cr2O3 i denna studie, låg korrosionsbeständighet i detta fall, särskilt för kallvalsade prover. Det observerade beteendet kan förstås som heterogeniteten i det kemiska oxidationstillståndet hos det översta skiktet (Fe) som påverkar korrosionsprestanda. Den långsamma överföringen av metall- eller syrejoner i gittret på grund av samma stökiometri hos det övre (Fe-oxid) och det nedre skiktet (Cr-oxid)52,53 leder till bättre interaktion (vidhäftning) mellan dem. Detta förbättrar i sin tur korrosionsbeständigheten. Därför är kontinuerlig stökiometri, dvs. ett oxidationstillstånd för Fe, att föredra framför abrupta stökiometriska förändringar. Termiskt deformerat SDSS har en mer enhetlig yta och ett tätare skyddande skikt, vilket ger bättre korrosionsbeständighet. För kallvalsat SDSS förstör dock närvaron av Fe3+-rika öar under skyddsskiktet ytans integritet och orsakar galvanisk korrosion av det närliggande substratet, vilket leder till en minskning av Rp (tabell 1) i EIS-spektra och dess korrosionsbeständighet. Därför påverkar lokalt fördelade öar rika på Fe3+ på grund av plastisk deformation främst korrosionsbeständighetsprestanda, vilket är ett genombrott i detta arbete. Därför presenterar denna studie spektromikrofotografier av minskningen av korrosionsbeständighet på grund av plastisk deformation hos de studerade SDSS-proverna.
Dessutom, medan legering av sällsynta jordartsmetaller i tvåfasig stål fungerar bättre, förblir interaktionen mellan detta tillsatta element och den individuella stålmatrisen vad gäller korrosionsbeteende svårfångad baserat på spektroskopiska mikroskopiobservationer. Ce-signalen (längs XAS M-kanten) uppträder endast på ett fåtal positioner under kallvalsning, men försvinner under varm deformation av SDSS, vilket indikerar lokal avsättning av Ce i stålmatrisen istället för homogen legering. Även om de mekaniska egenskaperna hos SDSS inte förbättras6,7, minskar närvaron av sällsynta jordartsmetaller storleken på inneslutningarna och tros undertrycka punktering vid origo54.
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 besvarade frågan om varför rostfritt stål korroderar även när det är belagt med ett skyddande oxidskikt genom att kvantitativt studera mikrostrukturen, det kemiska tillståndet hos ytegenskaperna och signalbehandling med hjälp av K-means-klustring. Det har fastställts att Fe3+-rika öar, inklusive deras oktaedriska och tetraedriska koordination genom hela strukturen hos den blandade Fe2+/Fe3+, är en källa till oxidfilmförstöring och en källa till korrosion av kallvalsat SDSS. Nanoöar som domineras av Fe3+ leder till dålig korrosionsbeständighet även i närvaro av ett tillräckligt stökiometriskt Cr2O3-passiverande skikt. Förutom de metodologiska framsteg som gjorts när det gäller att bestämma effekten av kemisk heterogenitet på nanoskala på korrosion, förväntas detta arbete inspirera till tekniska processer för att förbättra korrosionsbeständigheten hos rostfria stål under ståltillverkning.
För att framställa Ce-2507 SDSS-göten som användes i denna studie smältes de blandade komponenterna, inklusive Fe-Ce-masterlegeringen förseglad med rena järnrör, i en 150 kg medelfrekvent induktionsugn för att producera smält stål och hälldes i gjutformar. De uppmätta kemiska sammansättningarna (viktprocent) listas i tilläggstabell 2. Götet varmformades först till block. Därefter glödgades stålet vid 1050 °C i 60 minuter till en 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.
Processcylindriska prover (φ10 mm × 15 mm) för varmpressning med cylinderns axel parallell med blockets deformationsriktning. Högtemperaturkompression utfördes med en konstant töjningshastighet i intervallet 0,01-10 s-1 vid olika temperaturer i intervallet 1000-1150 °C med hjälp av en Gleeble-3800 termisk simulator. Före deformation upphettades proverna vid den valda temperaturen med en hastighet av 10 °C s-1 i 2 minuter för att eliminera temperaturgradienten. Efter att ha uppnått temperaturjämnhet deformerades proverna till ett verkligt töjningsvärde på 0,7. Efter deformation kyldes de omedelbart med vatten för att bibehålla den deformerade strukturen. Därefter skars de härdade proverna parallellt med kompressionsriktningen. För denna specifika studie valde vi ett prov som deformerats termiskt vid 1050 °C, 10 s-1 på grund av en högre observerad mikrohårdhet än andra prover7.
Bulkprover (80 × 10 × 17 mm3) av den fasta lösningen Ce-2507 testades på en trefas asynkron tvåvalsdeformationsmaskin LG-300, som gav de bästa mekaniska egenskaperna bland alla andra deformationsklasser6. Töjningshastigheten och tjockleksreduktionen var 0,2 m·s-1 respektive 5 % för varje bana.
En Autolab PGSTAT128N elektrokemisk arbetsstation användes för att elektrokemiskt mäta SDSS efter kallvalsning till 90 % tjockleksreduktion (1,0 ekvivalent sann töjning) och varmpressning till 0,7 sann töjning vid 1050 °C och 10 s-1. 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. Därefter hälldes provet med epoxiharts, vilket lämnade en öppen arbetsyta på 1 cm2 som arbetselektrod (den nedre ytan av det cylindriska provet). Var försiktig under härdning av epoxin och under efterföljande slipning och polering för att undvika sprickbildning. Arbetsytan överlappas och poleras med en diamantpoleringssuspension med en partikelstorlek på 1 mikron, rengörs med destillerat vatten och etanol och torkas 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 med HCl till pH = 1,0 ± 0,01, har använts för att accelerera korrosionen av rostfritt stål55, eftersom det förekommer i aggressiva miljöer där kloridjoner finns med stark oxiderande kraft och lågt pH enligt ASTM. Föreslagna standarder är G48 och A923. Proverna nedsänktes i testlösningen i 1 timme innan några mätningar gjordes för att uppnå ett tillstånd nära stationärt. För prover i fast lösning, varmbearbetade och kallvalsade prover var impedansmätningsfrekvensområdet 1 × 105 ~ 0,1 Hz, och öppen kretspotential (OPS) var 5 mV, vilket var 0,39, 0,33 respektive 0,25 VSCE. Varje elektrokemiskt test av vilket prov som helst upprepades minst tre gånger under samma förhållanden för att säkerställa datas reproducerbarhet.
För HE-SXRD-mätningar mättes 1 × 1 × 1,5 mm3 rektangulära duplexstålblock på en högenergisk Brockhouse-wigglerlinje vid CLS, Kanada, för att kvantifiera fassammansättningen56. Datainsamlingen utfördes vid rumstemperatur i Debye-Scherrer-geometri eller transportgeometri. Våglängden för röntgenstrålarna kalibrerade enligt LaB6-kalibranten 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 placeras 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. Var och en av dessa data samlades in med en Perkin Elmer-areadetektor, platt röntgendetektor, 200 µm pixlar, 40 × 40 cm2, med en exponeringstid på 0,3 sekunder och 120 bildrutor.
X-PEEM-mätningar av två utvalda modellsystem utfördes vid PEEM-ändstationen för Beamline MAXPEEM-linjen 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. Strålens energiupplösning erhålls genom att mäta jonutgångsspektrumet från N1s till 1(τ/g^ ast) i excitationsregionen med hv = 401 eV i N2 och fotonenergins beroende av E3/2,57. Spektral anpassning gav ΔE (spektral linjebredd) ~0,3 eV över 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≈1012 ph/s通过使用改进的SX-700 单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,32 边缘、Cr 2p L2,32边缘和Ce M4,5 边缘.因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S 甄 过 逛 过 逛 过 逛 过 通单色器 和 SI 1200 线 mm-1 光栅 于 Fe 2P 2P 2P L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 边缌 边缌 缹缌Således, när man använder en modifierad SX-700 monokromator och ett 1200-linjers Si-gitter. 3, Cr-kant 2p L2.3, Ni-kant 2p L2.3 och Ce-kant M4.5.Expandera fotonenergin i steg om 0,2 eV. Vid varje energi spelades PEEM-bilder in med en TVIPS F-216 CMOS-detektor med en 2 x 2 binning fiberoptisk anslutning, vilket ger 1024 × 1024 pixlar i ett 20 µm synfält. Exponeringstiden för bilderna är 0,2 sekunder, med ett genomsnitt på 16 bildrutor. Fotoelektronbildenergin är vald på ett sådant sätt att den ger maximal sekundärelektronsignal. Alla mätningar utförs vid normal infallstid för en linjärt polariserad fotonstråle. För mer information om mätningar, se en tidigare studie58. Efter att ha studerat detektionsläget för total elektronutbyte (TEY)59 och dess tillämpning i X-PEEM uppskattas detektionsdjupet för denna metod till ~4–5 nm för Cr-signalen och ~6 nm för Fe-signalen. Cr-djupet ligger mycket nära oxidfilmens tjocklek (~4 nm)60,61 medan Fe-djupet är större än oxidfilmens tjocklek. XAS som samlas in nära FeL-kanten är en blandning av järnoxid XAS och FeO från matrisen. I det första fallet beror intensiteten hos de emitterade elektronerna på att alla möjliga typer av elektroner bidrar till TEY. En ren järnsignal kräver dock högre kinetisk energi för att elektronerna ska passera genom oxidskiktet, nå ytan och samlas in av analysatorn. I detta fall beror Fe0-signalen huvudsakligen på LVV Auger-elektroner och sekundära elektroner som emitteras av dem. Dessutom avtar TEY-intensiteten som bidrar med dessa elektroner under elektronernas flyktväg49, vilket ytterligare minskar den spektrala signaturen för Fe0 i järnets XAS-karta.
Att integrera datautvinning i datakuber (X-PEEM-data) är ett viktigt steg för att extrahera relevant information (kemiska eller fysikaliska egenskaper) på ett flerdimensionellt sätt. K-means-klustring används ofta inom flera områden, inklusive maskinseende, bildbehandling, oövervakad mönsterigenkänning, artificiell intelligens och klassificeringsanalys24. Till exempel är K-means-klustring väl tillämpad för att klustra hyperspektral bilddata62. I princip kan K-means-algoritmen för data med flera objekt enkelt gruppera dem enligt information om deras attribut (fotonenergiegenskaper). K-means-klustring är en iterativ algoritm för att partitionera data i K icke-överlappande grupper (kluster), där varje pixel tillhör ett specifikt kluster beroende på den rumsliga fördelningen av kemisk inhomogenitet i stålets mikrostrukturkomposition. K-means-algoritmen består av två steg: det första steget beräknar K centroider, och det andra steget tilldelar varje punkt till ett kluster med angränsande centroider. Tyngdpunkten för ett kluster definieras som det aritmetiska medelvärdet av datapunkterna (XAS-spektra) för det klustret. Det finns olika avstånd för att definiera angränsande centroider som euklidiska avstånd. För en inmatningsbild av px,y (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 graden av medlemskap 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 centroiden konvergerar. De slutliga klusterkvalitetsresultaten är starkt korrelerade med det optimala valet av initiala centroider63. För PEEM-datastrukturen för stålbilder är X (x × y × λ) vanligtvis en kub av 3D-matrisdata, medan x- och y-axlarna representerar spatial information (pixelupplösning) och λ-axeln motsvarar fotonernas energispektralläge. K-means-algoritmen användes för att utforska intressanta regioner i X-PEEM-data genom att separera pixlar (kluster eller delblock) enligt deras spektrala egenskaper och extrahera den bästa centroiden (XAS-spektralkurvan) för varje analyt (kluster). Den används för att studera spatial fördelning, lokala spektrala förändringar, oxidationsbeteende och kemiskt tillstånd. Till exempel användes K-means-klusteralgoritmen för FeL-kant- och CrL-kantregioner i varmbearbetad och kallvalsad X-PEEM. Olika antal K-kluster (mikrostrukturella regioner) testades för att hitta de bästa klustren och centroiderna. När grafen visas tilldelas pixlarna till rätt klustercentroider. Varje färgfördelning motsvarar klustrets centrum och visar den rumsliga placeringen av kemiska eller fysiska objekt. De extraherade centroiderna är linjära kombinationer av rena spektra.
Data som stöder resultaten av denna studie är tillgängliga från respektive WC-författare på rimlig begäran.
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.projekt. fraktal. päls. 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. 双相不锈钢在选定有机酸和有机酸/氯化物环境一觀肐 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相rostfritt stål在特定organiskt酸和Organic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 miljöer med vissa organiska syror och organiska syror/klorider.korrosionsskyddande. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. Korrosionsoxiderande egenskaper 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. E3S-webbinarium. 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. och Utaisansuk, V. Undersökning av varmdeformationsbeteende hos duplex rostfritt stål av typ 2507. Metall.alma mater. trance. A 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. project. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Varmdeformationsinducerad struktur och mekaniska egenskaper hos ceriummodifierat superduplex SAF 2507 rostfritt stål. J. Alma mater. lagringstank. teknik. 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.korrosion. vetenskapen. 164, 108359 (2020).