Děkujeme za návštěvu webu Nature.com. Verze prohlížeče, kterou používáte, má omezenou podporu CSS. Pro dosažení nejlepšího zážitku doporučujeme používat aktualizovaný prohlížeč (nebo v aplikaci Internet Explorer vypnout režim kompatibility). Mezitím budeme web vykreslovat bez stylů a JavaScriptu, abychom zajistili jeho nepřetržitou podporu.
Široce používaná nerezová ocel a její tvářené verze jsou odolné vůči korozi v okolních podmínkách díky pasivační vrstvě tvořené oxidem chromu. Koroze a eroze oceli je tradičně spojována s destrukcí těchto vrstev, ale zřídka na mikroskopické úrovni, v závislosti na původu povrchové nehomogenity. V této práci nanoměřítková chemická heterogenita povrchu detekovaná spektroskopickou mikroskopií a chemometrickou analýzou neočekávaně dominuje rozkladu a korozi za studena válcované superduplexní nerezové oceli 2507 (SDSS) modifikované cerem během jejího chování za tepla. na druhé straně. Ačkoli rentgenová fotoelektronová mikroskopie ukázala relativně rovnoměrné pokrytí přirozené vrstvy Cr2O3, za studena válcovaná SDSS vykazovala špatné výsledky pasivace kvůli lokalizovanému rozložení nanoostrovů bohatých na Fe3+ na vrstvě oxidu Fe/Cr. Tato znalost na atomární úrovni poskytuje hluboké pochopení koroze nerezové oceli a očekává se, že pomůže v boji proti korozi podobných vysoce legovaných kovů.
Od vynálezu nerezové oceli se korozní odolnost ferochromových slitin připisuje chromu, který tvoří silný oxid/oxyhydroxid vykazující pasivační vlastnosti ve většině prostředí. Ve srovnání s konvenčními (austenitickými a feritickými) nerezovými ocelemi mají superduplexní nerezové oceli (SDSS) s lepší korozní odolností vynikající mechanické vlastnosti1,2,3. Zvýšená mechanická pevnost umožňuje lehčí a kompaktnější konstrukce. Naproti tomu ekonomická SDSS má vysokou odolnost vůči bodové a štěrbinové korozi, což má za následek delší životnost a širší uplatnění v oblasti kontroly znečištění, chemických nádob a ropného a plynárenského průmyslu na moři4. Úzký rozsah teplot tepelného zpracování a špatná tvařitelnost však brání jejímu širokému praktickému použití. Proto byla SDSS modifikována, aby se zlepšily výše uvedené vlastnosti. Například modifikace Ce a vysoké přídavky N 6, 7, 8 byly zavedeny do SDSS 2507 (Ce-2507). Vhodná koncentrace 0,08 hmot. % prvku vzácných zemin (Ce) má příznivý vliv na mechanické vlastnosti DSS, protože zlepšuje zjemnění zrna a pevnost na hranicích zrn. Zlepšila se také odolnost proti opotřebení a korozi, pevnost v tahu a mez kluzu a zpracovatelnost za tepla9. Velké množství dusíku může nahradit drahý nikl, což činí SDSS nákladově efektivnějším10.
V poslední době byl SDSS plasticky deformován za různých teplot (nízká teplota, studená a horká) za účelem dosažení vynikajících mechanických vlastností6,7,8. Vynikající korozní odolnost SDSS je však způsobena přítomností tenkého oxidového filmu na povrchu, který je ovlivněn mnoha faktory, jako je přítomnost mnoha fází s různými hranicemi zrn, nežádoucími sraženinami a různými reakcemi. Vnitřní nehomogenní mikrostruktura různých austenitických a feritických fází je deformována7. Studium mikrodoménových vlastností takových filmů na úrovni elektronické struktury má proto zásadní význam pro pochopení koroze SDSS a vyžaduje složité experimentální techniky. Dosud povrchově citlivé metody, jako je Augerova elektronová spektroskopie11 a rentgenová fotoelektronová spektroskopie12,13,14,15, stejně jako tvrdý rentgenový fotoelektronový fotoelektronový systém, rozlišují, ale často nedokážou oddělit chemické stavy stejného prvku v různých bodech prostoru v nanoměřítku. Několik nedávných studií spojilo lokální oxidaci chromu s pozorovaným korozním chováním 17 austenitických nerezových ocelí, 18 martenzitických nerezových ocelí a SDSS 19, 20. Tyto studie se však zaměřily hlavně na vliv heterogenity Cr (např. oxidačního stavu Cr3+) na korozní odolnost. Laterální heterogenita v oxidačních stavech prvků může být způsobena různými sloučeninami se stejnými základními prvky, jako jsou oxidy železa. Tyto sloučeniny dědí termomechanicky zpracovanou malou velikost těsně vedle sebe, ale liší se složením a oxidačním stavem 16, 21. Proto odhalení destrukce oxidových filmů a následné důlkové koroze vyžaduje pochopení povrchové nehomogenity na mikroskopické úrovni. Navzdory těmto požadavkům stále chybí kvantitativní hodnocení, jako je laterální oxidační heterogenita, zejména železa v nano/atomovém měřítku, a jejich význam pro korozní odolnost zůstává neprozkoumaný. Až donedávna byl chemický stav různých prvků, jako jsou Fe a Ca, kvantitativně popisován na vzorcích oceli pomocí měkké rentgenové fotoelektronové mikroskopie (X-PEEM) v nanoměřítkových synchrotronových ozařovacích zařízeních. V kombinaci s chemicky citlivými technikami rentgenové absorpční spektroskopie (XAS) umožňuje X-PEEM měření XAS s vysokým prostorovým a spektrálním rozlišením a poskytuje chemické informace o elementárním složení a jeho chemickém stavu s prostorovým rozlišením až do nanometrové stupnice 23. Toto spektroskopické pozorování místa iniciace pod mikroskopem usnadňuje lokální chemické experimenty a může prostorově demonstrovat dosud neprozkoumané chemické změny ve vrstvě Fe.
Tato studie rozšiřuje výhody PEEM v detekci chemických rozdílů v nanoměřítku a představuje pronikavou metodu povrchové analýzy na atomární úrovni pro pochopení korozního chování Ce-2507. Využívá K-means klastrová chemometrická data24 k mapování globálního chemického složení (heterogenity) zúčastněných prvků, přičemž jejich chemické stavy jsou prezentovány ve statistické reprezentaci. Na rozdíl od tradičního případu koroze způsobené rozpadem filmu oxidu chromu je současná špatná pasivace a špatná odolnost proti korozi připisována lokalizovaným nanoostrovům bohatým na Fe3+ v blízkosti vrstvy oxidu Fe/Cr, což může být výsledkem ochranných oxidů. V místě rozpadu se vytvoří film, který způsobuje korozi.
Korozivní chování deformovaného SDSS 2507 bylo nejprve vyhodnoceno pomocí elektrochemických měření. Na obr. Obrázek 1 ukazuje Nyquistovu a Bodeovu křivku pro vybrané vzorky v kyselých (pH = 1) vodných roztocích FeCl3 při pokojové teplotě. Zvolený elektrolyt působí jako silné oxidační činidlo, které charakterizuje tendenci pasivačního filmu k rozpadu. Ačkoli materiál neprošel stabilní korozní důlkovou erozí při pokojové teplotě, tyto analýzy poskytly vhled do potenciálních poruchových událostí a postkorozních procesů. Ekvivalentní obvod (obr. 1d) byl použit k fitování spekter elektrochemické impedanční spektroskopie (EIS) a odpovídající výsledky fitování jsou uvedeny v tabulce 1. Neúplné půlkruhy se objevily při testování vzorků ošetřených roztokem a vzorků tvářených za tepla, zatímco odpovídající stlačené půlkruhy byly válcovány za studena (obr. 1b). Ve spektru EIS lze poloměr půlkruhu považovat za polarizační odpor (Rp)25,26. Hodnota Rp pro rozpouštědlem zpracovaný SDSS v tabulce 1 je přibližně 135 kΩ cm-2, avšak u SDSS tvářeného za tepla a válcovaného za studena můžeme pozorovat mnohem nižší hodnoty, a to 34,7, respektive 2,1 kΩ cm-2. Tento významný pokles Rp naznačuje negativní vliv plastické deformace na pasivaci a odolnost proti korozi, jak je ukázáno v předchozích zprávách 27, 28, 29, 30.
a Nyquistův, b, c Bodeho impedanční a fázový diagram a ekvivalentní model obvodu pro d, kde RS je odpor elektrolytu, Rp je polarizační odpor a QCPE je oxid prvku s konstantní fází použitý k modelování neideální kapacity (n). Měření EIS byla provedena při potenciálu bez zátěže.
Konstanty prvního řádu jsou znázorněny v Bodeově diagramu a plató s vysokými frekvencemi představuje odpor elektrolytu RS26. S klesající frekvencí se impedance zvyšuje a objevuje se záporný fázový úhel, což naznačuje dominanci kapacity. Fázový úhel se zvětšuje, udržuje si maximální hodnotu v relativně širokém frekvenčním rozsahu a poté klesá (obr. 1c). Ve všech třech případech je však tato maximální hodnota stále menší než 90°, což naznačuje neideální kapacitní chování v důsledku kapacitní disperze. Proto se k reprezentaci rozložení kapacity rozhraní odvozeného z drsnosti nebo nehomogenity povrchu, zejména z hlediska atomového měřítka, fraktální geometrie, pórovitosti elektrody, nerovnoměrného potenciálu a rozložení proudu závislého na povrchu, používá prvek konstantní fáze QCPE (CPE).
kde j je imaginární číslo a ω je úhlová frekvence. QCPE je frekvenčně nezávislá konstanta úměrná aktivní otevřené ploše elektrolytu. n je bezrozměrné číslo výkonu, které popisuje odchylku od ideálního kapacitního chování kondenzátoru, tj. čím blíže je n 1, tím blíže je CPE čisté kapacitě, a pokud je n blízké nule, jedná se o odpor. Malá odchylka n, blízká 1, naznačuje neideální kapacitní chování povrchu po polarizačním testu. QCPE za studena válcovaného SDSS je mnohem vyšší než u podobných výrobků, což znamená, že kvalita povrchu je méně rovnoměrná.
V souladu s většinou vlastností korozní odolnosti nerezových ocelí má relativně vysoký obsah Cr v SDSS obecně za následek vynikající korozní odolnost SDSS díky přítomnosti pasivního ochranného oxidového filmu na povrchu17. Tento pasivační film je obvykle bohatý na oxidy a/nebo hydroxidy Cr3+, zejména integrující oxidy Fe2+, Fe3+ a/nebo (oxy)hydroxidy33. Navzdory stejné povrchové uniformitě, pasivační oxidové vrstvě a absenci viditelné lomoviny na povrchu, jak bylo zjištěno mikroskopickými snímky,6,7 je korozní chování SDSS válcovaných za tepla a za studena liší, a proto vyžaduje hloubkové studium deformační mikrostruktury a strukturních charakteristik oceli.
Mikrostruktura deformované nerezové oceli byla kvantitativně zkoumána pomocí interního a synchrotronového vysokoenergetického rentgenového záření (doplňkové obrázky 1, 2). Podrobná analýza je uvedena v doplňkových informacích. Ačkoli to většinou odpovídá typu hlavní fáze, byly zjištěny rozdíly v objemových podílech fází, které jsou uvedeny v doplňkové tabulce 1. Rozdíl může být způsoben heterogenním podílem fází na povrchu a objemovým podílem (XRD) vystaveným různé hloubce detekce při použití rentgenové difrakce s různými zdroji energie dopadajících fotonů. Relativně vyšší podíl austenitu ve vzorcích válcovaných za studena, stanovený pomocí XRD z laboratorního zdroje, naznačuje lepší pasivaci a následně lepší korozní odolnost35, zatímco přesnější a statistické výsledky naznačují opačné trendy v poměrech fází. Kromě toho korozní odolnost oceli závisí také na stupni zjemnění zrna, zmenšení velikosti zrna, zvýšení mikrodeformací a hustotě dislokací, ke kterým dochází během termomechanického zpracování36,37,38. Vzorky zpracované za tepla vykazují zrnitější charakter, což svědčí o zrnech o velikosti mikronů, zatímco hladké prstence pozorované u vzorků válcovaných za studena (doplňkový obr. 3) naznačují významné zjemnění zrn na nanoměřítko v předchozí práci6, což by mělo přispívat k pasivaci filmu a zvýšení odolnosti proti korozi. Vyšší hustota dislokací je obvykle spojena s nižší odolností vůči důlkové korozi, což dobře souhlasí s elektrochemickými měřeními.
Změny chemických stavů mikrodomén elementárních prvků byly systematicky studovány pomocí X-PEEM. Navzdory hojnosti legujících prvků byly zde vybrány Cr, Fe, Ni a Ce39, protože Cr je klíčovým prvkem pro tvorbu pasivačního filmu, Fe je hlavním prvkem v oceli a Ni zlepšuje pasivaci a vyrovnává feriticko-austenitickou fázovou strukturu a účel modifikace Ce. Úpravou energie synchrotronového záření byl RAS potažen z povrchu s hlavními vlastnostmi Cr (hrana L2,3), Fe (hrana L2,3), Ni (hrana L2,3) a Ce (hrana M4,5). Tváření za tepla a válcování za studena Ce-2507 SDSS. Byla provedena příslušná analýza dat začleněním energetické kalibrace s publikovanými daty (např. XAS 40, 41 na Fe L2, 3 hrany).
Na obr. 2 jsou znázorněny snímky X-PEEM za tepla tvářeného (obr. 2a) a za studena válcovaného (obr. 2d) Ce-2507 SDSS a odpovídající hrany XAS Cr a Fe L2,3 na jednotlivě označených místech. Hrana L2,3 XAS sonduje neobsazené 3d stavy po fotoexcitaci elektronů na úrovních spin-orbitálního štěpení 2p3/2 (hrana L3) a 2p1/2 (hrana L2). Informace o valenčním stavu Cr byly získány z XAS na hraně L2,3 na obr. 2b, e. Srovnání s judges.42,43 ukázalo, že v blízkosti hrany L3 byly pozorovány čtyři píky, pojmenované A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) a D (582,2 eV), které odrážejí oktaedrický Cr3+ odpovídající iontu Cr2O3. Experimentální spektra souhlasí s teoretickými výpočty uvedenými v panelech b a e, získanými z vícenásobných výpočtů krystalového pole na rozhraní Cr L2.3 s použitím krystalového pole 2,0 eV44. Oba povrchy SDSS, tvářeného za tepla i válcovaného za studena, jsou potaženy relativně rovnoměrnou vrstvou Cr2O3.
a. Termosnímek X-PEEM tepelně deformovaného SDSS odpovídající b hraně Cr L2.3 a c hraně Fe L2.3, d. Termosnímek X-PEEM za studena válcovaného SDSS odpovídající e hraně Cr L2.3 a f hraně Fe L2.3 (f). Spektra XAS jsou vynesena v různých prostorových pozicích vyznačených na termosnímcích (a, d), oranžové tečkované čáry v (b) a (e) představují simulovaná spektra XAS Cr3+ s hodnotou krystalového pole 2,0 eV. Pro snímky X-PEEM použijte pro zlepšení čitelnosti obrazu tepelnou paletu, kde barvy od modré po červenou jsou úměrné intenzitě absorpce rentgenového záření (od nízké po vysokou).
Bez ohledu na chemické prostředí těchto kovových prvků zůstal chemický stav přísad legujících prvků Ni a Ce u obou vzorků nezměněn. Další nákres. Obrázky 5-9 ukazují snímky X-PEEM a odpovídající XAS spektra pro Ni a Ce v různých polohách na povrchu vzorků válcovaných za tepla a za studena. Ni XAS ukazuje oxidační stavy Ni2+ na celém měřeném povrchu vzorků válcovaných za tepla a za studena (Doplňková diskuse). Je třeba poznamenat, že v případě vzorků válcovaných za tepla nebyl XAS signál Ce pozorován, zatímco v případě vzorků válcovaných za studena bylo pozorováno spektrum Ce3+. Pozorování skvrn Ce ve vzorcích válcovaných za studena ukázalo, že Ce se objevuje převážně ve formě sraženin.
V tepelně deformovaném SDSS nebyla pozorována žádná lokální strukturální změna v XAS na hraně Fe L2,3 (obr. 2c). Matrice Fe však mikroregionálně mění svůj chemický stav v sedmi náhodně vybraných bodech za studena válcovaného SDSS, jak je znázorněno na obr. 2f. Kromě toho, aby se získala přesná představa o změnách stavu Fe na vybraných místech na obr. 2f, byly provedeny lokální povrchové studie (obr. 3 a doplňkový obr. 10), ve kterých byly vybrány menší kruhové oblasti. Spektra XAS hrany Fe L2,3 systémů α-Fe2O3 a oktaedrických oxidů Fe2+ byla modelována pomocí vícenásobných výpočtů krystalových polí s použitím krystalových polí 1,0 (Fe2+) a 1,0 (Fe3+)44. Všimli jsme si, že α-Fe2O3 a γ-Fe2O3 mají odlišnou lokální symetrii45,46, Fe3O4 má kombinaci Fe2+ a Fe3+,47 a FeO45 je formálně dvojmocný oxid Fe2+ (3d6). Všimli jsme si, že α-Fe2O3 a γ-Fe2O3 mají odlišnou lokální symetrii45,46, Fe3O4 má kombinaci Fe2+ a Fe3+,47 a FeO45 je formálně dvojmocný oxid Fe2+ (3d6).Všimněte si, že α-Fe2O3 a γ-Fe2O3 mají odlišnou lokální symetrii45,46, Fe3O4 kombinuje Fe2+ i Fe3+,47 a FeO45 ve formě formálně dvojmocného oxidu Fe2+ (3d6).Všimněte si, že α-Fe2O3 a γ-Fe2O3 mají odlišné lokální symetrie45,46, Fe3O4 má kombinaci Fe2+ a Fe3+,47 a FeO45 se chová jako formální dvojmocný oxid Fe2+ (3d6). Všechny ionty Fe3+ v α-Fe2O3 mají pouze polohy Oh, zatímco γ-Fe2O3 je obvykle reprezentován spinelem Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 s vakancemi v pozicích eg. Proto mají ionty Fe3+ v γ-Fe2O3 obě polohy Td i Oh. Jak bylo zmíněno v předchozím článku,45 ačkoli je poměr intenzit těchto dvou ionů odlišný, jejich poměr intenzit eg/t2g je ≈1, zatímco v tomto případě je pozorovaný poměr intenzit eg/t2g přibližně 1. To vylučuje možnost, že v současné situaci je přítomno pouze Fe3+. V případě Fe3O4 s Fe2+ i Fe3+ první rys, o kterém je známo, že má slabší (silnější) hranu L3 pro Fe, naznačuje menší (větší) počet neobsazených stavů t2g. To platí pro Fe2+ (Fe3+), což ukazuje, že první rys nárůstu naznačuje zvýšení obsahu Fe2+47. Tyto výsledky ukazují, že na povrchu kompozitů válcovaných za studena dominuje koexistence Fe2+ a γ-Fe2O3, α-Fe2O3 a/nebo Fe3O4.
Zvětšené snímky fotoelektronového termovizního zobrazování spekter XAS (a, c) a (b, d) protínajících hranu Fe L2,3 v různých prostorových pozicích ve vybraných oblastech 2 a E na obr. 2d.
Získaná experimentální data (obr. 4a a doplňkový obr. 11) jsou vynesena do grafu a porovnána s daty pro čisté sloučeniny 40, 41, 48. Tři různé typy experimentálně pozorovaných Fe L-hranových XAS spekter (XAS-1, XAS-2 a XAS-3: obr. 4a). Zejména spektrum 2-a (označené jako XAS-1) na obr. 3b, následované spektrem 2-b (označeným jako XAS-2), bylo pozorováno v celé detekční oblasti, zatímco spektra podobná E-3, pozorovaná na obrázku 3d (označená jako XAS-3), byla pozorována na specifických místech. Pro identifikaci existujících valenčních stavů ve studovaném vzorku byly zpravidla použity čtyři parametry: (1) spektrální charakteristiky L3 a L2, (2) energetické polohy charakteristik L3 a L2, (3) energetický rozdíl L3-L2, (4) poměr intenzit L2/L3. Dle vizuálních pozorování (obr. 4a) jsou na zkoumaném povrchu SDSS přítomny všechny tři složky Fe, a to Fe0, Fe2+ a Fe3+. Vypočítaný poměr intenzit L2/L3 také indikoval přítomnost všech tří složek.
Simulovaná XAS spektra Fe se třemi různými pozorovanými experimentálními daty (plné čáry XAS-1, XAS-2 a XAS-3 odpovídají 2-a, 2-b a E-3 na obr. 2 a 3). Porovnání, oktaedrů Fe2+, Fe3+ s hodnotami krystalového pole 1,0 eV a 1,5 eV, experimentálních dat naměřených pomocí bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) a odpovídajících optimalizovaných LCF dat (plná černá čára), a také ve formě XAS-3 spekter se standardy Fe3O4 (směsný stav Fe) a Fe2O3 (čisté Fe3+).
Pro kvantifikaci složení oxidu železa byla použita lineární kombinační fitovací metoda (LCF) tří standardů 40, 41, 48. LCF byla implementována pro tři vybraná spektra XAS s L-hranou Fe, která vykazují nejvyšší kontrast, a to XAS-1, XAS-2 a XAS-3, jak je znázorněno na obr. 4b–d. Pro fitování LCF bylo ve všech případech zohledněno 10 % Fe0, a to z důvodu, že jsme ve všech datech pozorovali malý rozdíl, a také z důvodu, že kovové železo je hlavní složkou oceli. Hloubka zkušebního testu X-PEEM pro Fe (~6 nm)49 je skutečně větší než odhadovaná tloušťka oxidační vrstvy (mírně > 4 nm), což umožňuje detekci signálu z železné matrice (Fe0) pod pasivační vrstvou. Hloubka zkušebního testu X-PEEM pro Fe (~6 nm)49 je skutečně větší než odhadovaná tloušťka oxidační vrstvy (mírně > 4 nm), což umožňuje detekci signálu z železné matrice (Fe0) pod pasivační vrstvou. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполаслитоманаялитомая окисления (немного > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железнойд матрицоы (Feлезной матрицо пассивирующим слоем. Hloubka sondy X-PEEM pro Fe (~6 nm)49 je skutečně větší než předpokládaná tloušťka oxidační vrstvy (mírně > 4 nm), což umožňuje detekovat signál z železné matrice (Fe0) pod pasivační vrstvou.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 大于 的 氧化 层 厉度 略 略> 怸 怸 4 nm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 信塷 信塷 信忡号 信忡号信号 信号 信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM большле, чемапореддпоредд толщина оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигймал от желер0 ниже пассивирующего слоя. Hloubka detekce Fe (~6 nm) 49 pomocí X-PEEM je ve skutečnosti větší než očekávaná tloušťka oxidové vrstvy (mírně > 4 nm), což umožňuje detekci signálu z železné matrice (Fe0) pod pasivační vrstvou. .Byly provedeny různé kombinace Fe2+ a Fe3+, aby se nalezlo nejlepší možné řešení pro pozorovaná experimentální data. Na obr. 4b je znázorněno spektrum XAS-1 pro kombinaci Fe2+ a Fe3+, kde podíly Fe2+ a Fe3+ byly podobné přibližně o 45 %, což naznačuje smíšené oxidační stavy Fe. Zatímco pro spektrum XAS-2 je procento Fe2+ a Fe3+ ~30 %, respektive 60 %. Fe2+ ​​je menší než Fe3+. Poměr Fe2+ k Fe3, rovný 1:2, znamená, že Fe3O4 může vznikat ve stejném poměru mezi ionty Fe. Kromě toho pro spektrum XAS-3 je procento Fe2+ a Fe3+ ~10 %, respektive 80 %, což naznačuje vyšší konverzi Fe2+ na Fe3+. Jak již bylo uvedeno výše, Fe3+ může pocházet z α-Fe2O3, γ-Fe2O3 nebo Fe3O4. Pro pochopení nejpravděpodobnějšího zdroje Fe3+ bylo spektrum XAS-3 vyneseno s různými standardy Fe3+ na obrázku 4e, což ukazuje podobnost s oběma standardy při zohlednění píku B. Intenzita ramenních píků (A: z Fe2+) a poměr intenzit B/A však naznačují, že spektrum XAS-3 je blízké, ale neshoduje se se spektrem γ-Fe2O3. Ve srovnání s objemovým γ-Fe2O3 má pík Fe2p XAS A SDSS mírně vyšší intenzitu (obr. 4e), což naznačuje vyšší intenzitu Fe2+. Ačkoli je spektrum XAS-3 podobné spektru γ-Fe2O3, kde je Fe3+ přítomno v pozicích Oh a Td, identifikace různých valenčních stavů a ​​koordinace pouze podél hrany L2,3 nebo poměru intenzit L2/L3 zůstává problémem. Toto téma je stále předmětem diskusí kvůli složitosti různých faktorů, které ovlivňují konečné spektrum41.
Kromě spektrálních rozdílů v chemickém stavu vybraných oblastí zájmu popsaných výše byla globální chemická heterogenita klíčových prvků Cr a Fe také posouzena klasifikací všech XAS spekter získaných na povrchu vzorku pomocí metody shlukování K-means. Profily hran Cr L jsou nastaveny tak, aby tvořily dva optimální shluky prostorově rozložené ve vzorcích tvářených za tepla a válcovaných za studena, které jsou znázorněny na obr. 5. Je zřejmé, že žádné lokální strukturální změny nejsou vnímány jako podobné, protože dva centroidy XAS Cr spekter jsou srovnatelné. Tyto spektrální tvary obou shluků jsou téměř identické s tvary odpovídajícími Cr2O342, což znamená, že vrstvy Cr2O3 jsou na SDSS relativně rovnoměrně rozmístěny.
Cr L představuje shluky okrajových oblastí a b je odpovídající centroidy XAS. Výsledky srovnání K-means X-PEEM za studena válcovaného SDSS: c Cr L2.3 okrajová oblast K-means shluků a d odpovídající centroidy XAS.
Pro ilustraci složitějších map hran FeL bylo použito čtyři a pět optimalizovaných shluků a jejich přidružených centroidů (spektrální profily) pro vzorky tvářené za tepla a válcované za studena. Procento (%) Fe2+ a Fe3+ lze tedy získat fitováním LCF znázorněné na obr. 4. Pseudoelektrodový potenciál Epseudo jako funkce Fe0 byl použit k odhalení mikrochemické nehomogenity povrchového oxidového filmu. Epseudo je zhruba odhadnuto pomocí směšovacího pravidla,
kde (\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}) se rovná (\rm{Fe} + 2e^ – \ až \rm {Fe}^{2 + (3 + )}), 0,440 a 0,036 V. Oblasti s nižším potenciálem mají vyšší obsah sloučeniny Fe3+. Rozložení potenciálu v tepelně deformovaných vzorcích má vrstevnatý charakter s maximální změnou přibližně 0,119 V (obr. 6a, b). Toto rozložení potenciálu úzce souvisí s topografií povrchu (obr. 6a). Nebyly pozorovány žádné další změny závislé na poloze v podkladovém laminárním vnitřku (obr. 6b). Naopak u spojení odlišných oxidů s různým obsahem Fe2+ a Fe3+ v za studena válcovaném SDSS lze pozorovat nerovnoměrný charakter pseudopotenciálu (obr. 6c, d). Oxidy a/nebo (oxy)hydroxidy Fe3+ jsou hlavními složkami rzi v oceli a jsou propustné pro kyslík a vodu50. V tomto případě jsou ostrůvky bohaté na Fe3+ považovány za lokálně rozložené a lze je považovat za zkorodované oblasti. Zároveň lze jako indikátor lokalizace aktivních korozních míst použít gradient potenciálového pole, spíše než absolutní hodnotu potenciálu. Toto nerovnoměrné rozložení Fe2+ a Fe3+ na povrchu za studena válcovaného SDSS může změnit lokální chemii a poskytnout praktičtější aktivní povrchovou plochu při rozpadu oxidového filmu a korozních reakcích, čímž umožňuje kontinuální korozi podkladové kovové matrice, což vede k vnitřní korozi. Dochází k heterogenitě vlastností a snížení ochranných vlastností pasivační vrstvy.
K-means shluky a odpovídající XAS centroidy v oblasti okraje Fe L2.3 po za tepla deformovaném X-PEEM ac a df za studena válcovaném SDSS. a, d K-means shlukové grafy překryté na snímcích X-PEEM. Vypočítaný pseudoelektrodový potenciál (Epseudo) je uveden spolu s K-means shlukovým grafem. Jas snímku X-PEEM, stejně jako barva na obr. 2, je úměrný intenzitě absorpce rentgenového záření.
Relativně jednotný Cr, ale odlišný chemický stav Fe, vede k odlišnému poškození oxidového filmu a korozním vzorcům u za tepla tvářené a za studena válcované oceli Ce-2507. Tato vlastnost za studena válcované oceli Ce-2507 byla dobře prozkoumána. Pokud jde o tvorbu oxidů a hydroxidů Fe v okolním vzduchu při tomto téměř neutrálním zpracování, reakce jsou následující:
Výše uvedené reakce probíhají v následujících scénářích založených na analýze X-PEEM. Malé rameno odpovídající Fe0 je spojeno s podkladovým kovovým železem. Reakce kovového Fe s prostředím vede k tvorbě vrstvy Fe(OH)2 (rovnice (5)), která zesiluje signál Fe2+ v XAS spektru Fe na L-hraně. Dlouhodobé vystavení vzduchu může vést k tvorbě oxidů Fe3O4 a/nebo Fe2O3 po Fe(OH)252,53. V ochranné vrstvě bohaté na Cr3+ se mohou také tvořit dvě stabilní formy Fe, Fe3O4 a Fe2O3, z nichž Fe3O4 preferuje jednotnou a lepkavou strukturu. Přítomnost obou vede ke smíšeným oxidačním stavům (spektrum XAS-1). Spektrum XAS-2 odpovídá převážně Fe3O4. Zatímco pozorování spektra XAS-3 na několika místech naznačovalo úplnou konverzi na γ-Fe2O3. Vzhledem k tomu, že hloubka průniku rozložených rentgenových paprsků je asi 50 nm, signál ze spodní vrstvy má za následek vyšší intenzitu píku A.
Spektrum XPA ukazuje, že složka Fe v oxidovém filmu má vrstevnatou strukturu kombinovanou s vrstvou oxidu Cr. Na rozdíl od známek pasivace v důsledku lokální nehomogenity Cr2O3 během koroze je v tomto případě, i přes rovnoměrnou vrstvu Cr2O3 v této práci, pozorována nízká odolnost proti korozi, zejména u vzorků válcovaných za studena. Pozorované chování lze chápat jako heterogenitu chemického oxidačního stavu v horní vrstvě (Fe), která ovlivňuje korozní vlastnosti. Vzhledem ke stejné stechiometrii horní vrstvy (oxid železa) a spodní vrstvy (oxid chromu)52,53 vede lepší interakce (adheze) mezi nimi k pomalému transportu kovových nebo kyslíkových iontů v mřížce, což následně vede ke zvýšení odolnosti proti korozi. Proto je kontinuální stechiometrický poměr, tj. jeden oxidační stav Fe, výhodnější než náhlé stechiometrické změny. Tepelně deformovaný SDSS má rovnoměrnější povrch, hustší ochrannou vrstvu a lepší odolnost proti korozi. Zatímco u za studena válcovaného SDSS přítomnost ostrůvků bohatých na Fe3+ pod ochrannou vrstvou narušuje integritu povrchu a způsobuje galvanickou korozi s blízkým substrátem, což vede k prudkému poklesu Rp (tabulka 1). Spektrum EIS a jeho korozní odolnost jsou sníženy. Je vidět, že lokální rozložení ostrůvků bohatých na Fe3+ v důsledku plastické deformace ovlivňuje především korozní odolnost, což je v této práci průlom. Tato studie proto prezentuje spektroskopické mikroskopické snímky snížení korozní odolnosti vzorků SDSS studovaných metodou plastické deformace.
Kromě toho, ačkoli legování s prvky vzácných zemin ve dvoufázových ocelích vykazuje lepší výkon, interakce tohoto aditivního prvku s individuální ocelovou matricí z hlediska korozního chování podle dat spektroskopické mikroskopie zůstává nejasná. Výskyt signálů Ce (prostřednictvím M-hran XAS) se objevuje pouze na několika místech během válcování za studena, ale mizí během deformace SDSS za tepla, což naznačuje lokální precipitaci Ce v ocelové matrici spíše než homogenní legování. I když významně nezlepšuje mechanické vlastnosti SDSS6,7, přítomnost prvků vzácných zemin snižuje velikost vměstků a předpokládá se, že inhibuje důlkovou korozi v počáteční oblasti54.
Závěrem lze říci, že tato práce odhaluje vliv heterogenity povrchu na korozi nerezové oceli 2507 modifikované cerem kvantifikací chemického obsahu nanočástic. Na otázku, proč nerezová ocel koroduje i pod ochrannou oxidovou vrstvou, odpovídáme kvantifikací její mikrostruktury, povrchové chemie a zpracování signálu pomocí shlukování K-means. Bylo zjištěno, že ostrovy bohaté na Fe3+, včetně jejich oktaedrické a tetraedrické koordinace podél celého rysu směsi Fe2+/Fe3+, jsou zdrojem poškození a koroze za studena válcovaného oxidového filmu SDSS. Nanoostrovy s dominancí Fe3+ vedou ke špatné korozní odolnosti i v přítomnosti dostatečné stechiometrické pasivační vrstvy Cr2O3. Kromě metodologického pokroku ve stanovení vlivu chemické heterogenity nanočástic na korozi se očekává, že probíhající práce inspiruje inženýrské procesy ke zlepšení korozní odolnosti nerezových ocelí během výroby oceli.
Pro přípravu ingotu Ce-2507 SDSS použitého v této studii byla směs slitin Fe-Ce, utěsněná trubkou z čistého železa, roztavena v indukční peci o střední frekvenci 150 kg za vzniku roztavené oceli a nalita do formy. Naměřené chemické složení (hm. %) je uvedeno v doplňkové tabulce 2. Ingoty se nejprve kují za tepla do bloků. Poté se žíhají při 1050 °C po dobu 60 minut za účelem získání oceli ve stavu pevného roztoku a poté se kalí ve vodě na pokojovou teplotu. Studované vzorky byly podrobně studovány pomocí TEM a DOE za účelem studia fází, velikosti zrn a morfologie. Podrobnější informace o vzorcích a výrobním procesu lze nalézt v jiných zdrojích6,7.
Válcové vzorky (φ10 mm × 15 mm) pro kompresi za tepla byly zpracovány tak, aby osa válce byla rovnoběžná se směrem deformace bloku. Vysokoteplotní komprese byla provedena při různých teplotách v rozsahu 1000–1150 °C za použití tepelného simulátoru Gleeble-3800 při konstantní rychlosti deformace v rozsahu 0,01–10 s⁻¹. Před deformací byly vzorky zahřívány rychlostí 10 °C s⁻¹ po dobu 2 minut při zvolené teplotě, aby se eliminoval teplotní gradient. Po dosažení teplotní rovnoměrnosti byl vzorek deformován na skutečnou hodnotu deformace 0,7. Po deformaci byly vzorky okamžitě ochlazeny vodou, aby se zachovala deformovaná struktura. Zkalený vzorek je poté řezán rovnoběžně se směrem komprese. Pro tuto konkrétní studii jsme zvolili vzorek s podmínkou deformace za tepla 1050 °C, 10 s⁻¹, protože pozorovaná mikrotvrdost byla vyšší než u ostatních vzorků7.
Masivní (80 × 10 × 17 mm3) vzorky pevného roztoku Ce-2507 byly použity v třífázovém asynchronním dvouválcovém mlýně LG-300 s nejlepšími mechanickými vlastnostmi ze všech ostatních úrovní deformace6. Rychlost deformace a zmenšení tloušťky pro každou dráhu jsou 0,2 m·s-1 a 5 %.
Pro elektrochemická měření SDSS byla použita elektrochemická pracovní stanice Autolab PGSTAT128N po válcování za studena na 90% redukci tloušťky (1,0 ekvivalentní skutečné napětí) a po lisování za tepla při 1050 °C po dobu 10 s-1 na skutečné napětí 0,7. Pracovní stanice má tříelektrodový článek s nasycenou kalomelovou elektrodou jako referenční elektrodou, grafitovou protielektrodou a vzorkem SDSS jako pracovní elektrodou. Vzorky byly nařezány na válce o průměru 11,3 mm, k jejichž stranám byly připájeny měděné dráty. Vzorky byly poté fixovány epoxidem, přičemž jako pracovní elektroda (spodní strana válcového vzorku) byla ponechána pracovní otevřená plocha 1 cm2. Během vytvrzování epoxidu a následného broušení a leštění buďte opatrní, abyste zabránili praskání. Pracovní plochy byly broušeny a leštěny diamantovou lešticí suspenzí s velikostí částic 1 μm, omyty destilovanou vodou a ethanolem a sušeny na studeném vzduchu. Před elektrochemickými měřeními byly leštěné vzorky vystaveny vzduchu po dobu několika dnů, aby se vytvořil přirozený oxidový film. Vodný roztok FeCl3 (6,0 hmot. %), stabilizovaný na pH = 1,0 ± 0,01 pomocí HCl podle doporučení ASTM, se používá k urychlení koroze nerezové oceli55, protože je korozivní v přítomnosti chloridových iontů se silnou oxidační kapacitou a nízkým pH. Environmentální normy G48 a A923. Před provedením jakýchkoli měření ponořte vzorek do testovaného roztoku na 1 hodinu, aby se dosáhlo téměř ustáleného stavu. U vzorků v pevném roztoku, za tepla tvářených a za studena válcovaných vzorků byla měření impedance provedena při potenciálech otevřeného obvodu (OPC) 0,39, 0,33 a 0,25 V ve frekvenčním rozsahu od 1 × 105 do 0,1 Hz s amplitudou 5 mV. Všechny chemické testy byly opakovány alespoň 3krát za stejných podmínek, aby byla zajištěna reprodukovatelnost dat.
Pro měření HE-SXRD byly měřeny obdélníkové duplexní ocelové bloky o rozměrech 1 × 1 × 1,5 mm3 za účelem kvantifikace fázového složení paprsku Brockhouseova vysokoenergetického wiggleru v CLS v Kanadě56. Sběr dat byl proveden v Debye-Scherrerově geometrii nebo transmisní geometrii při pokojové teplotě. Vlnová délka rentgenového záření kalibrovaná kalibrátorem LaB6 je 0,212561 Å, což odpovídá 58 keV, což je mnohem více než u CuKα (8 keV) běžně používaného jako laboratorní zdroj rentgenového záření. Vzorek byl umístěn ve vzdálenosti 740 mm od detektoru. Detekční objem každého vzorku je 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, který je určen velikostí paprsku a tloušťkou vzorku. Všechna data byla shromážděna pomocí plošného detektoru Perkin Elmer, plochého rentgenového detektoru, pixelů 200 µm, 40×40 cm2, expoziční doby 0,3 s a 120 snímky.
Měření X-PEEM dvou vybraných modelových systémů byla provedena na koncové stanici Beamline MAXPEEM PEEM v laboratoři MAX IV (Lund, Švédsko). Vzorky byly připraveny stejným způsobem jako pro elektrochemická měření. Připravené vzorky byly několik dní uchovávány na vzduchu a před ozářením synchrotronovými fotony odplyněny v ultravysokovakuové komoře. Energetické rozlišení svazkové čáry bylo získáno měřením spektra iontového výtěžku v excitační oblasti od N 1 s do 1\(\pi _g^ \ast\) poblíž hv = 401 eV v N2 se závislostí energie fotonu na E3/2, 57. Aproximační spektra poskytla ΔE (šířku spektrální čáry) přibližně 0,3 eV v měřeném energetickém rozsahu. Proto bylo rozlišení energie paprskové čáry odhadnuto na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 a tok ≈1012 ph/s s využitím modifikovaného monochromátoru SX-700 s mřížkou Si o velikosti 1200 čar mm−1 pro hranu Fe 2p L2,3, hranu Cr 2p L2,3, hranu Ni 2p L2,3 a hranu Ce M4,5. Proto bylo rozlišení energie paprskové čáry odhadnuto na E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 a tok ≈1012 ph/s s využitím modifikovaného monochromátoru SX-700 s mřížkou Si o velikosti 1200 čar mm−1 pro hranu Fe 2p L2.3, hranu Cr 2p L2.3, hranu Ni 2p L2.3 a hranu Ce M4.5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/эЈE = 700/200,3 > поток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 т реше Si1 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 a кромка Ce M4,5. Energetické rozlišení kanálu paprsku bylo tedy odhadnuto jako E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 a tok ≈1012 f/s za použití modifikovaného monochromátoru SX-700 s křemíkovou mřížkou 1200 čar/mm pro Fe hranu 2p L2,3, Cr hranu 2p L2,3, Ni hranu 2p L2,3 a Ce hranu M4,5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2 000 和通量≈1012 ph/s，通返有䨨i返濔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 边缘嘒2,Ni M 4,5 蘼边缘.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 Ｆ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2、C 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘.Tedy při použití modifikovaného monochromátoru SX-700 s 1200řádkovou křemíkovou mřížkou. 3, hrana Cr 2p L2.3, hrana Ni 2p L2.3 a hrana Ce M4.5.Energie fotonů skenování v krocích po 0,2 eV. Při každé energii byly snímky PEEM zaznamenány pomocí vláknově vázaného CMOS detektoru TVIPS F-216 s 2 x 2 biny, který poskytuje rozlišení 1024 x 1024 pixelů v zorném poli 20 µm. Expoziční doba snímků byla 0,2 s, průměrně 16 snímků. Energie fotoelektronů v obrazu je zvolena tak, aby poskytovala maximální signál sekundárních elektronů. Všechna měření byla provedena při kolmém dopadu s použitím lineárně polarizovaného fotonového paprsku. Více informací o měřeních lze nalézt v předchozí studii. Po prostudování režimu detekce celkového elektronového výtěžku (TEY) a jeho aplikace v X-PEEM49 se odhaduje, že zkušební hloubka této metody je asi 4-5 nm pro signál Cr a asi 6 nm pro Fe. Hloubka Cr je velmi blízká tloušťce oxidového filmu (~4 nm)60,61, zatímco hloubka Fe je větší než tloušťka. XRD zachycená na okraji FeL je směsí XRD oxidů železa a Fe₂O z matrice. V prvním případě pochází intenzita emitovaných elektronů ze všech možných typů elektronů, které přispívají k TEY. Signál čistého železa však vyžaduje vyšší kinetickou energii, aby elektrony prošly vrstvou oxidu na povrch a byly zachyceny analyzátorem. V tomto případě je signál Fe₂O způsoben hlavně Augerovými elektrony LVV a také sekundárními elektrony, které emitují. Intenzita TEY přispívaná těmito elektrony navíc během únikové dráhy elektronu klesá, což dále snižuje spektrální odezvu Fe₂O v mapě XAS železa.
Integrace dolování dat do datové krychle (data X-PEEM) je klíčovým krokem k extrakci relevantních informací (chemických nebo fyzikálních vlastností) v multidimenzionálním přístupu. K-means shlukování se široce používá v několika oblastech, včetně strojového vidění, zpracování obrazu, neřízeného rozpoznávání vzorů, umělé inteligence a klasifikační analýzy. Například K-means shlukování se osvědčilo při shlukování hyperspektrálních obrazových dat. V principu může algoritmus K-means data s více prvky snadno seskupit na základě informací o jejich atributech (vlastnosti energie fotonů). K-means shlukování je iterační algoritmus pro rozdělení dat do K nepřekrývajících se skupin (shluků), kde každý pixel patří do určitého shluku v závislosti na prostorovém rozložení chemické nehomogenity v mikrostrukturálním složení oceli. Algoritmus K-means zahrnuje dvě fáze: v první fázi se vypočítá K centroidů a ve druhé fázi je každému bodu přiřazen shluk se sousedními centroidy. Těžiště shluku je definováno jako aritmetický průměr datových bodů (XAS spektrum) pro daný shluk. Existují různé vzdálenosti pro definování sousedních centroidů jako euklidovské vzdálenosti. Pro vstupní obraz px,y (kde x a y jsou rozlišení v pixelech) je CK těžištěm shluku; tento obraz lze poté segmentovat (shlukovat) do K shluků pomocí K-means63. Poslední kroky algoritmu shlukování K-means jsou:
Krok 2. Vypočítejte příslušnost všech pixelů podle aktuálního centroidu. Například se vypočítá z euklidovské vzdálenosti d mezi středem a každým pixelem:
Krok 3. Přiřaďte každý pixel k nejbližšímu centroidu. Poté přepočítejte K pozic centroidu takto:
Krok 4. Opakujte proces (rovnice (7) a (8)), dokud se centroidy nesblíží. Konečné výsledky kvality shlukování silně korelují s nejlepší volbou počátečních centroidů. Pro datovou strukturu PEEM ocelových obrazů je typicky X (x × y × λ) krychlí 3D dat pole, zatímco osy x a y představují prostorové informace (rozlišení pixelů) a osa λ odpovídá spektrálnímu obrazu energie fotonů. Algoritmus K-means se používá k prozkoumání oblastí zájmu v datech X-PEEM oddělením pixelů (klastrů nebo subbloků) podle jejich spektrálních vlastností a extrakcí nejlepších centroidů (spektrální profily XAS) pro každý analyt. Používá se ke studiu prostorového rozložení, lokálních spektrálních změn, oxidačního chování a chemických stavů. Například algoritmus shlukování K-means byl použit pro oblasti L-hrany Fe a L-hrany Cr v za tepla tvářeném a za studena válcovaném X-PEEM. Byly testovány různé počty K shluků (oblastí mikrostruktury) pro nalezení optimálních shluků a centroidů. Když se tato čísla zobrazí, pixely jsou znovu přiřazeny k odpovídajícím centroidům klastru. Každé barevné rozložení odpovídá středu klastru a ukazuje prostorové uspořádání chemických nebo fyzikálních objektů. Extrahované centroidy jsou lineární kombinace čistých spekter.
Data podporující výsledky této studie jsou k dispozici na základě přiměřené žádosti od příslušného autora WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Lomová houževnatost svařované duplexní nerezové oceli. Sieurin, H. & Sandström, R. Lomová houževnatost svařované duplexní nerezové oceli. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Lomová houževnatost svařované duplexní nerezové oceli. Seurin, H. & Sandström, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Seurin, 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. Lomová houževnatost svařovaných duplexních nerezových ocelí.Británie. Zlomková část. fur. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH a Van Der Merwe, J. Korozní odolnost duplexních nerezových ocelí ve vybraných organických kyselinách a prostředí organických kyselin/chloridů. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH a Van Der Merwe, J. Korozní odolnost duplexních nerezových ocelí ve vybraných organických kyselinách a prostředí organických kyselin/chloridů.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. a Van Der Merwe, J. Korozní odolnost duplexních nerezových ocelí v prostředí s některými organickými kyselinami a organickými kyselinami/chloridy. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相nerezová ocel在选定的organic酸和organic酸/chlorované prostředí的耐而性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. a Van Der Merwe, J. Korozní odolnost duplexních nerezových ocelí ve vybraných prostředích organických kyselin a organických kyselin/chloridů.konzervační látka. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. a kol. Korozně-oxidační chování duplexních slitin Fe-Al-Mn-C. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Šurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. a Balikoev, A. Nová generace superduplexních ocelí pro zařízení na výrobu plynu a ropy. Levkov, L., Šurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. a Balikoev, A. Nová generace superduplexních ocelí pro zařízení na výrobu plynu a ropy.Levkov L., Šurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nová generace superduplexních ocelí pro zařízení na těžbu ropy a plynu.Levkov L., Šurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nová generace superduplexních ocelí pro zařízení na těžbu plynu a ropy. Webinář E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Zkoumání chování duplexní nerezové oceli třídy 2507 při deformaci za tepla. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Zkoumání chování duplexní nerezové oceli třídy 2507 při deformaci za tepla. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержейвею 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Studie chování duplexní nerezové oceli typu 2507 při deformaci za tepla. 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. a Utaisansuk, V. Zkoumání chování duplexní nerezové oceli typu 2507 při deformaci za tepla. Kov.alma mater. trance. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. a kol. Vliv řízeného válcování za studena na mikrostrukturu a mechanické vlastnosti cerem modifikované superduplexní nerezové oceli SAF 2507. alma mater. The Science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. a kol. Strukturní a mechanické vlastnosti vyvolané tepelnou deformací cerem modifikované superduplexní nerezové oceli SAF 2507. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. a Zheng, K. Vliv prvků vzácných zemin na chování austenitické oceli při vysokoteplotní oxidaci. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. a Zheng, K. Vliv prvků vzácných zemin na chování austenitické oceli při vysokoteplotní oxidaci.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. a Zheng K. Vliv prvků vzácných zemin na chování austenitické oceli při vysokoteplotní oxidaci. 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. a Zheng K. Vliv prvků vzácných zemin na chování austenitických ocelí při vysokoteplotní oxidaci.koros. věda. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. a Sun, S. Vliv Ce na mikrostrukturu a vlastnosti superferitických nerezových ocelí 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. a Sun, S. Vliv Ce na mikrostrukturu a vlastnosti superferitických nerezových ocelí 27Cr-3.8Mo-2Ni.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. a Sun S. Vliv Se na mikrostrukturu a vlastnosti superferitických nerezových ocelí 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能的傂 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. a Sun, S. Vlivy Ce na mikrostrukturu a vlastnosti nerezové oceli 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. a Sun, S. Vliv Ce na mikrostrukturu a vlastnosti superferitické nerezové oceli 27Cr-3,8Mo-2Ni.Železné znamení. Steelmak 47, 67–76 (2020).