Tak, fordi du besøger Nature.com. Du bruger en browserversion med begrænset CSS-understøttelse. For at få den bedste oplevelse anbefaler vi, at du bruger en opdateret browser (eller deaktiverer kompatibilitetstilstand i Internet Explorer). For at sikre løbende support viser vi desuden webstedet uden typografier og JavaScript.
Viser en karrusel med tre slides på én gang. Brug knapperne Forrige og Næste til at navigere gennem tre slides ad gangen, eller brug skyderknapperne i slutningen til at navigere gennem tre slides ad gangen.
Det udbredte rustfrie stål og dets smedede versioner er modstandsdygtige over for korrosion under omgivende forhold på grund af passiveringslaget, der består af kromoxid. Korrosion og erosion af stål er normalt forbundet med ødelæggelsen af ​​disse lag, men sjældent med forekomsten af ​​overfladeinhomogeniteter, afhængigt af det mikroskopiske niveau. I dette arbejde dominerer kemisk overfladeheterogenitet på nanoskala, detekteret ved spektroskopisk mikroskopi og kemometrisk analyse, uventet brud og korrosion af koldvalset ceriummodificeret superduplex rustfrit stål 2507 (SDSS) under dets varme deformation. Selvom røntgenfotoelektronmikroskopi viste en relativt ensartet dækning af det naturlige Cr2O3-lag, var passiveringsevnen af ​​det koldvalsede SDSS dårlig på grund af den lokale fordeling af Fe3+-rige nanoøer på Fe/Cr-oxidlaget. Denne viden på atomniveau giver en dyb forståelse af korrosion af rustfrit stål og forventes at bidrage til at bekæmpe korrosion af lignende højtlegerede metaller.
Siden opfindelsen af ​​rustfrit stål er ferrochroms antikorrosionsegenskaber blevet tilskrevet krom, som danner stærke oxider/oxyhydroxider og udviser en passiverende adfærd i de fleste miljøer. Sammenlignet med konventionelle (austenitiske og ferritiske) rustfrie ståltyper 1, 2, 3 har superduplex rustfrie ståltyper (SDSS) bedre korrosionsbestandighed og fremragende mekaniske egenskaber. Øget mekanisk styrke muliggør lettere og mere kompakte designs. I modsætning hertil har det økonomiske SDSS høj modstandsdygtighed over for grubetæring og spaltekorrosion, hvilket resulterer i en længere levetid og dermed udvider dets anvendelse til forureningskontrol, kemiske beholdere og offshore olie- og gasindustrien 4. Det snævre område af varmebehandlingstemperaturer og den dårlige formbarhed hindrer imidlertid deres brede praktiske anvendelse. Derfor er SDSS modificeret for at forbedre ovenstående ydeevne. For eksempel blev Ce-modifikationen introduceret i SDSS 2507 (Ce-2507) med et højt nitrogenindhold 6,7,8. Det sjældne jordelement (Ce) har i en passende koncentration på 0,08 vægt% en gavnlig effekt på DSS' mekaniske egenskaber, da det forbedrer kornforfining og korngrænsestyrke. Slid- og korrosionsbestandighed, trækstyrke og flydespænding samt varmbearbejdelighed forbedres også9. Store mængder nitrogen kan erstatte dyrt nikkelindhold, hvilket gør SDSS mere omkostningseffektivt10.
For nylig er SDSS blevet plastisk deformeret ved forskellige temperaturer (kryogen, kold og varm) for at opnå fremragende mekaniske egenskaber6,7,8. Imidlertid påvirkes SDSS' fremragende korrosionsbestandighed på grund af tilstedeværelsen af ​​en tynd oxidfilm på overfladen af ​​mange faktorer, såsom iboende heterogenitet på grund af tilstedeværelsen af ​​heterogene faser med forskellige korngrænser, uønskede udfældninger og forskellige responsdeformationer af austenitiske og ferritiske faser7. Derfor bliver studiet af de mikroskopiske domæneegenskaber af sådanne film ned til niveauet af den elektroniske struktur afgørende for at forstå SDSS-korrosion og kræver komplekse eksperimentelle teknikker. Indtil videre har overfladefølsomme metoder som Auger-elektronspektroskopi11 og røntgenfotoelektronspektroskopi12,13,14,15 og hård røntgenfotoemissionsmikroskopi (HAX-PEEM)16 generelt ikke været i stand til at detektere kemiske forskelle i overfladelagene og de kemiske tilstande af det samme element på forskellige steder i nanoskalarummet. Adskillige nylige undersøgelser har korreleret lokaliseret oxidation af krom med den observerede korrosionsadfærd for austenitisk rustfrit stål17, martensitisk stål18 og SDSS19,20. Disse undersøgelser har dog primært fokuseret på effekten af ​​Cr-heterogenitet (f.eks. Cr3+-oxidationstilstand) på korrosionsbestandighed. Lateral heterogenitet i oxidationstilstandene for elementer kan være forårsaget af forskellige forbindelser med de samme bestanddele, såsom jernoxider. Disse forbindelser, som har arvet en lille størrelse som følge af termomekanisk behandling, er i umiddelbar nærhed af hinanden, men adskiller sig i sammensætning og oxidationstilstand16,21. For at detektere revnedannelse i oxidfilm og efterfølgende grubetæring er det derfor nødvendigt at forstå overfladeheterogenitet på mikroskopisk niveau. På trods af disse krav mangler kvantitative estimater såsom lateral heterogenitet i oxidation, især for Fe på nano- og atomar skala, stadig, og dens korrelation med korrosionsbestandighed forbliver uudforsket. Indtil for nylig blev den kemiske tilstand af forskellige elementer, såsom Fe og Ca22, på stålprøver kvantitativt karakteriseret ved hjælp af blød røntgenfotoelektronmikroskopi (X-PEEM) i nanoskala synkrotronstrålingsfaciliteter. Kombineret med kemisk følsom røntgenabsorptionsspektroskopi (XAS) muliggør X-PEEM XAS-målinger med høj rumlig og spektral opløsning, hvilket giver kemisk information om elementernes sammensætning og deres kemiske tilstand med en rumlig opløsning ned til 23 nanometer. Denne spektromikroskopiske observation af dannelsen af ​​dannelsen letter lokale kemiske observationer og kan påvise kemiske ændringer i jernlagets rum, som ikke tidligere er blevet undersøgt.
Denne undersøgelse udvider fordelene ved PEEM til at detektere kemiske forskelle på nanoskala og præsenterer en indsigtsfuld overfladeanalysemetode på atomniveau til forståelse af Ce-2507s korrosionsadfærd. Den bruger en klynget K-means24 kemometrisk tilgang til at kortlægge den globale kemiske (hetero)homogenitet af de involverede elementer, hvis kemiske tilstande præsenteres i en statistisk repræsentation. I modsætning til korrosion initieret af ødelæggelsen af ​​kromoxidfilmen i det traditionelle tilfælde tilskrives mindre passivering og lavere korrosionsbestandighed i øjeblikket lokaliserede Fe3+-rige nanoøer nær Fe/Cr-oxidlaget, hvilket kan være beskyttende egenskaber. Oxidet ødelægger den punkterede film og forårsager korrosion.
Den korrosive adfærd af deformeret SDSS 2507 blev først evalueret ved hjælp af elektrokemiske målinger. Figur 1 viser Nyquist- og Bode-kurverne for udvalgte prøver i en sur (pH = 1) vandig opløsning af FeCl3 ved stuetemperatur. Den valgte elektrolyt fungerer som et stærkt oxidationsmiddel, der karakteriserer passiveringsfilmens tendens til at nedbrydes. Selvom materialet ikke gennemgik stabil grubetæring ved stuetemperatur, gav analysen indsigt i mulige svigthændelser og efterfølgende korrosion. Det ækvivalente kredsløb (fig. 1d) blev brugt til at tilpasse det elektrokemiske impedansspektroskopi (EIS) spektrum, og de tilsvarende tilpasningsresultater er vist i tabel 1. Ufuldstændige halvcirkler forekommer i opløsningsbehandlede og varmbearbejdede prøver, mens komprimerede halvcirkler forekommer i koldvalsede modstykker (fig. 1b). I EIS-spektroskopi kan halvcirklens radius betragtes som polarisationsmodstanden (Rp)25,26. Rp for den opløsningsbehandlede bane i tabel 1 er omkring 135 kΩ cm–2, men værdierne for varmvalsede og koldvalsede bane er meget lavere, henholdsvis 34,7 og 2,1 kΩ cm–2. Denne signifikante reduktion i Rp viser den skadelige effekt af plastisk deformation på passivering og korrosionsbestandighed, som vist i tidligere rapporter27,28,29,30.
a Nyquist-, b-, c Bode-impedans- og fasediagrammer, og d tilsvarende ækvivalente kredsløbsmodeller, hvor RS er elektrolytmodstanden, Rp er polarisationsmodstanden, og QCPE er oxidet af det konstante faseelement, der bruges til at modellere den ikke-ideelle kapacitans (n). EIS-målinger foretages ved åbent kredsløbspotentiale.
De samtidige konstanter er vist i Bode-plottet, med et plateau i det høje frekvensområde, der repræsenterer elektrolytmodstanden RS26. Når frekvensen falder, øges impedansen, og der findes en negativ fasevinkel, hvilket indikerer kapacitansdominans. Fasevinklen øges, opretholder et maksimum over et relativt bredt frekvensområde og falder derefter (fig. 1c). I alle tre tilfælde er dette maksimum dog stadig mindre end 90°, hvilket indikerer ikke-ideel kapacitiv adfærd på grund af kapacitiv dispersion. Derfor bruges QCPE's konstante faseelement (CPE) til at repræsentere grænsefladekapacitansfordelinger, der stammer fra overfladeruhed eller inhomogenitet, især på atomar skala, fraktal geometri, elektrodeporøsitet, ikke-ensartet potentiale og geometri med formen af ​​elektroder31,32. CPE-impedans:
hvor j er det imaginære tal og ω er vinkelfrekvensen. QCPE er en frekvensuafhængig konstant, der er proportional med elektrolyttens effektive åbne areal. n er et dimensionsløst effekttal, der beskriver en kondensators afvigelse fra ideel kapacitans, dvs. jo tættere n er på 1, desto tættere er CPE'en på rent kapacitiv, mens hvis n er tæt på nul, forekommer den resistiv. Små afvigelser fra n, tæt på 1, indikerer ikke-ideel kapacitiv opførsel af overfladen efter polarisationstest. QCPE'en for koldvalset SDSS er betydeligt højere end dens modstykker, hvilket betyder, at overfladekvaliteten er mindre ensartet.
I overensstemmelse med de fleste korrosionsbestandighedsegenskaber for rustfrit stål resulterer det relativt høje Cr-indhold i SDSS generelt i fremragende korrosionsbestandighed for SDSS på grund af tilstedeværelsen af ​​en passiverende beskyttende oxidfilm på overfladen17. Sådanne passiverende film er normalt rige på Cr3+ oxider og/eller hydroxider, hovedsageligt i kombination med Fe2+, Fe3+ oxider og/eller (oxy)hydroxider33. Trods den samme overfladeensartethed, det passiverende oxidlag og ingen observeret overfladerevnedannelse ifølge mikroskopiske målinger6,7, er korrosionsadfærden for varmvalset og koldvalset SDSS forskellig, så en dybdegående undersøgelse af de mikrostrukturelle egenskaber er nødvendig for ståldeformation.
Mikrostrukturen af ​​deformeret rustfrit stål blev kvantitativt undersøgt ved hjælp af intrinsiske og synkrotron højenergi røntgenstråler (Supplerende Figurer 1, 2). En detaljeret analyse findes i den supplerende information. Selvom der er generel konsensus om typen af ​​hovedfase, blev der fundet forskelle i bulkfasefraktioner, som er anført i Supplerende Tabel 1. Disse forskelle kan skyldes inhomogene fasefraktioner på overfladen og i volumenet, som påvirkes af forskellige røntgendiffraktion (XRD) detektionsdybder. ) med forskellige energikilder af indfaldende fotoner34. Relativt høje austenitfraktioner i koldvalsede prøver bestemt ved XRD fra en laboratoriekilde indikerer bedre passivering og derefter bedre korrosionsbestandighed35, mens mere præcise og statistiske resultater tyder på modsatte tendenser i fasefraktioner. Derudover afhænger stålets korrosionsbestandighed også af graden af ​​kornforfining, kornstørrelsesreduktion, stigning i mikrodeformationer og dislokationstæthed, der opstår under termomekanisk behandling36,37,38. De varmbearbejdede prøver viste en mere kornet natur, hvilket indikerer korn i mikronstørrelse, mens de glatte ringe observeret i de koldvalsede prøver (supplerende figur 3) indikerede betydelig kornforfining til nanostørrelse i tidligere arbejde. Dette burde favorisere dannelsen af ​​den passive film og øge korrosionsbestandigheden. Højere dislokationstæthed er normalt forbundet med lavere modstand mod grubetæring, hvilket stemmer godt overens med elektrokemiske målinger.
Ændringer i den kemiske tilstand af mikrodomænerne i hovedelementerne blev systematisk undersøgt ved hjælp af X-PEEM. Selvom der er flere legeringselementer, er Cr, Fe, Ni og Ce39 valgt her, da Cr er nøgleelementet til dannelse af den passive film, Fe er hovedelementet for stål, og Ni forstærker passivering og balancerer den ferrit-austenitiske fase. Struktur og modifikation er formålet med Ce. Ved at justere synkrotronstråleenergien indfangede XAS de vigtigste egenskaber ved Cr (L2.3 kant), Fe (L2.3 kant), Ni (L2.3 kant) og Ce (M4.5 kant) fra overfladen. -2507 SDSS. Passende dataanalyse blev udført ved at inkludere energikalibrering med publicerede data (f.eks. XAS på Fe L2, 3 ribber40,41).
Figur 2 viser X-PEEM-billeder af varmbearbejdet (fig. 2a) og koldvalset (fig. 2d) Ce-2507 SDSS og tilsvarende XAS Cr og Fe L2,3 kanter på individuelt markerede positioner. L2,3 XAS kanten udforsker de ubesatte 3d tilstande af elektroner efter fotoexcitation ved 2p3/2 (L3 kant) og 2p1/2 (L2 kant) spin-orbit splittingsniveauer. Information om valenstilstanden af ​​Cr blev opnået fra røntgendiffraktionsanalyse af L2,3 kanten i figur 2b,d. Link sammenligning. 42, 43 viste, at fire toppe A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) og D (582,2 eV) blev observeret nær L3 kanten, hvilket afspejler oktaedriske Cr3+ ioner, svarende til Cr2O3. De eksperimentelle spektre er i overensstemmelse med teoretiske beregninger, som vist i panel b og e, opnået fra flere krystalfeltberegninger ved Cr L2.3-grænsefladen ved hjælp af et krystalfelt på 2,0 eV44. Begge overflader af varmvalset og koldvalset SDSS er belagt med et relativt ensartet lag af Cr2O3.
a Termisk billede af X-PEEM varmvalset SDSS svarende til kant b Cr L2.3 og kant c Fe L2.3, d Termisk billede X-PEEM af koldvalset SDSS svarende til kant e Cr L2.3 og f Fe L2.3 af side (e). XAS-spektrene, der er afbildet på forskellige rumlige positioner markeret på de termiske billeder (a, d) med de orange stiplede linjer i (b) og (e), repræsenterer simulerede XAS-spektre af Cr3+ med en krystalfeltværdi på 2,0 eV. Til X-PEEM-billeder anvendes en termisk palet til at forbedre billedlæsbarheden, hvor farver fra blå til rød er proportionale med intensiteten af ​​røntgenabsorption (fra lav til høj).
Uanset det kemiske miljø for disse metalliske elementer forblev den kemiske tilstand af tilsætningerne af Ni- og Ce-legeringselementer den samme for begge prøver. Yderligere tegning. Fig. 5-9 viser X-PEEM-billeder og tilsvarende XAS-spektre for Ni og Ce på forskellige positioner på overfladen af ​​varmbearbejdede og koldvalsede prøver. Ni XAS viser oxidationstilstanden for Ni2+ over hele den målte overflade af varmbearbejdede og koldvalsede prøver (Supplerende Diskussion). Det er bemærkelsesværdigt, at i tilfælde af varmbearbejdede prøver observeres XAS-signalet for Ce ikke, mens spektret af Ce3+ for koldvalsede prøver observeres på ét punkt. Observationen af ​​Ce-pletter i koldvalsede prøver viste, at Ce hovedsageligt findes i form af udfældninger.
I termisk deformeret SDSS blev der ikke observeret nogen lokal strukturel ændring i XAS ved Fe L2,3-kanten (fig. 2c). Som vist i fig. 2f ændrer Fe-matricen imidlertid sin kemiske tilstand mikroskopisk på syv tilfældigt udvalgte punkter i det koldvalsede SDSS. Derudover blev der udført lokale overfladestudier (fig. 3 og supplerende fig. 10), hvor mindre cirkulære områder blev udvalgt, for at få en præcis idé om ændringerne i Fe-tilstanden på de udvalgte steder i fig. 2f. XAS-spektrene for Fe L2,3-kanten af ​​α-Fe2O3-systemer og Fe2+-oktaedriske oxider blev modelleret ved hjælp af multipletkrystalfeltberegninger med krystalfelter på 1,0 (Fe2+) og 1,0 (Fe3+)44. Vi bemærker, at α-Fe2O3 og γ-Fe2O3 har forskellige lokale symmetrier45,46, Fe3O4 har en kombination af både Fe2+ og Fe3+,47, og FeO45 er et formelt divalent Fe2+-oxid (3d6). Vi bemærker, at α-Fe2O3 og γ-Fe2O3 har forskellige lokale symmetrier45,46, Fe3O4 har en kombination af både Fe2+ og Fe3+,47, og FeO45 som et formelt divalent Fe2+-oxid (3d6).Bemærk at α-Fe2O3 og γ-Fe2O3 har forskellige lokale symmetrier45,46, Fe3O4 kombinerer både Fe2+ og Fe3+,47 og FeO45 i form af formelt divalent oxid Fe2+ (3d6).Bemærk, at α-Fe2O3 og γ-Fe2O3 har forskellige lokale symmetrier45,46, Fe3O4 har kombinationer af Fe2+ og Fe3+,47 og FeO45 fungerer som et formelt divalent Fe2+-oxid (3d6). Alle Fe3+-ioner i α-Fe2O3 har kun Oh-positioner, mens γ-Fe2O3 normalt udtrykkes som Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4-spinel med ledige pladser i eg-positioner. Derfor har Fe3+-ionerne i γ-Fe2O3 både Td- og Oh-positioner. Som nævnt i det tidligere arbejde, selvom intensitetsforholdene for de to er forskellige, er deres intensitetsforhold eg/t2g ≈1, mens det observerede intensitetsforhold eg/t2g i dette tilfælde er omkring 1. Dette udelukker muligheden for, at kun Fe3+ er til stede i dette tilfælde. I betragtning af tilfældet med Fe3O4 med kombinationer af Fe2+ og Fe3+, er det kendt, at en svagere (stærk) første funktion i L3-kanten af ​​Fe indikerer en mindre (større) ubeboelse i t2g-tilstanden. Dette gælder for Fe2+ (Fe3+), hvilket indikerer en stigning i det første fortegn, der indikerer en stigning i indholdet af Fe2+47. Disse resultater viser, at Fe2+ og γ-Fe2O3, α-Fe2O3 og/eller Fe3O4 dominerer på kompositternes koldvalsede overflader.
Forstørrede fotoemissionselektrontermiske billeder af (a, c) og (b, d) XAS-spektrene på tværs af FeL2,3-kanten ved forskellige rumlige positioner inden for udvalgte områder 2 og E i figur 2d.
De opnåede eksperimentelle data (fig. 4a og supplerende fig. 11) blev plottet og sammenlignet med dataene for de rene forbindelser 40, 41, 48. Grundlæggende blev tre forskellige typer eksperimentelt observerede Fe L-kant XAS-spektre (XAS-1, XAS-2 og XAS-3: fig. 4a) observeret på rumligt forskellige steder. Især blev et spektrum svarende til 2-a (betegnet som XAS-1) i fig. 3b observeret over hele interesseområdet, efterfulgt af et 2-b-spektrum (mærket XAS-2), mens et spektrum svarende til E-3 blev observeret i fig. 3d (benævnt XAS-3) er blevet observeret på visse lokaliserede steder. Normalt bruges fire parametre til at identificere de valenstilstande, der er til stede i en probeprøve: (1) L3- og L2-spektrale træk, (2) energipositioner for L3- og L2-træk, (3) L3-L2-energiforskel, (4) L2-intensitetsforhold /L3. Ifølge visuelle observationer (fig. 4a) er alle tre Fe-komponenter, nemlig Fe0, Fe2+ og Fe3+, til stede på overfladen af ​​det undersøgte SDSS. Det beregnede intensitetsforhold L2/L3 indikerede også tilstedeværelsen af ​​alle tre komponenter.
a Observerede forskellige tre eksperimentelle data (de solide linjer XAS-1, XAS-2 og XAS-3 svarer til 2-a, 2-b og E-3 i figur 2 og figur 3) sammenlignet med simulerede XAS-sammenligningsspektre, oktaedre Fe2+, Fe3+, krystalfeltværdier på henholdsvis 1,0 eV og 1,5 eV, b-d Målte eksperimentelle data (XAS-1, XAS-2, XAS-3) og tilsvarende optimerede LCF-data (solitær sort linje), og sammenligning af XAS-3-spektre med Fe3O4 (blandet tilstand af Fe) og Fe2O3 (ren Fe3+) standarder.
En lineær kombinationstilpasning (LCF) af de tre standarder40,41,48 blev brugt til at kvantificere sammensætningen af ​​jernoxid. LCF blev implementeret for tre udvalgte FeL-kant XAS-spektre, der viste den højeste kontrast, nemlig XAS-1, XAS-2 og XAS-3, som vist i figur 4b-d. For LCF-fittings blev 10% Fe0 taget i betragtning i alle tilfælde på grund af den lille afsats, vi observerede i alle data, og det faktum, at jernholdigt metal er hovedkomponenten i stål. Faktisk er prøvedybden af ​​X-PEEM for Fe (~6 nm)49 større end den estimerede oxidationslagtykkelse (lidt > 4 nm), hvilket muliggør detektion af signal fra jernmatrixen (Fe0) under passiveringslaget. Faktisk er prøvedybden af ​​X-PEEM for Fe (~6 nm)49 større end den estimerede oxidationslagtykkelse (lidt > 4 nm), hvilket muliggør detektion af signal fra jernmatrixen (Fe0) under passiveringslaget. Действительно, пробная глубина X-PEEM for Fe (~ 6 нм)49 mere, чем предполагаемая толщина слоя окисления (нем 4нмая) позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Faktisk er probens X-PEEM-dybde for Fe (~6 nm)49 større end den antagne tykkelse af oxidationslaget (lidt >4 nm), hvilket gør det muligt at detektere signalet fra jernmatrixen (Fe0) under passiveringslaget.Faktisk detekterer X-PEEM Fe (~6 nm)49 dybere end den forventede tykkelse af oxidlaget (lidt over 4 nm), hvilket muliggør detektion af signaler fra jernmatricen (Fe0) under passiveringslaget. Forskellige kombinationer af Fe2+ og Fe3+ blev udført for at finde den bedst mulige løsning for de observerede eksperimentelle data. Figur 4b viser kombinationen af ​​Fe2+ og Fe3+ i XAS-1-spektret, hvor andelene af Fe2+ og Fe3+ er tæt på, omkring 45%, hvilket indikerer en blandet oxidationstilstand for Fe. Hvorimod for XAS-2-spektret bliver procentdelen af ​​Fe2+ og Fe3+ henholdsvis ~30% og 60%. Indholdet af Fe2+ er lavere end Fe3+. Forholdet mellem Fe2+ og Fe3 på 1:2 betyder, at Fe3O4 kan dannes ved samme forhold mellem Fe-ioner. Derudover ændrede procentdelene af Fe2+ og Fe3+ sig for XAS-3-spektret til ~10% og 80%, hvilket indikerer en højere omdannelse af Fe2+ til Fe3+. Som nævnt ovenfor kan Fe3+ komme fra α-Fe2O3, γ-Fe2O3 eller Fe3O4. For at forstå den mest sandsynlige kilde til Fe3+ er XAS-3-spektre plottet sammen med forskellige Fe3+-standarder i figur 4e, hvilket viser lighed med alle to standarder, når top B tages i betragtning. Imidlertid indikerer intensiteten af ​​skulderen (A: fra Fe2+) og intensitetsforholdet B/A, at spektret af XAS-3 er tæt på, men ikke det samme som, γ-Fe2O3. Sammenlignet med bulk γ-Fe2O3 er Fe2p XAS-intensiteten af ​​A SDSS-toppen lidt højere (figur 4e), hvilket indikerer en højere Fe2+-intensitet. Selvom spektret af XAS-3 ligner spektret af γ-Fe2O3, hvor Fe3+ er til stede i både Oh- og Td-positionerne, er identifikationen af ​​forskellige valenstilstande og koordinering kun ved hjælp af L2,3-kanten eller L2/L3-intensitetsforholdet stadig et problem. Det er et tilbagevendende diskussionsemne på grund af kompleksiteten af ​​de forskellige faktorer, der er involveret i det endelige spektrum41.
Ud over den spektrale diskrimination af de kemiske tilstande i de udvalgte interesseområder beskrevet ovenfor, blev den globale kemiske heterogenitet af nøgleelementerne Cr og Fe vurderet ved at klassificere alle XAS-spektre opnået på prøveoverfladen ved hjælp af K-means-klyngemetoden. Kantprofilerne Cr L blev indstillet på en sådan måde, at de dannede to optimale klynger rumligt fordelt i de varmbearbejdede og koldvalsede prøver vist i figur 5. Det er tydeligt, at der ikke blev observeret lokale strukturelle ændringer, da de to centroider i XAS Cr-spektrene er meget ens. Disse spektrale former for de to klynger er næsten identiske med dem, der svarer til Cr2O342, hvilket betyder, at Cr2O3-lagene er relativt ensartet fordelt over SDSS.
en klynge af K-means L-kant Cr-regioner, b tilsvarende XAS-centroider. Resultater af K-means X-PEEM-sammenligning af koldvalset SDSS: c klynger af K-means kantregioner af Cr L2,3 og d tilsvarende XAS-centroider.
For at illustrere et mere komplekst FeL-kantkort anvendes fire og fem optimerede klynger og deres tilhørende centroider (spektrale fordelinger) til henholdsvis varmbearbejdede og koldvalsede prøver. Derfor kan procentdelen (%) af Fe2+ og Fe3+ opnås ved at justere LCF vist i figur 4. Pseudoelektrodepotentialet Epseudo som en funktion af Fe0 blev brugt til at afsløre den mikrokemiske inhomogenitet af overfladeoxidfilmen. Epseudo estimeres groft ved hjælp af blandingsreglen,
hvor \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) er lig med \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), hvilket er henholdsvis 0,440 og 0,036 V. Områder med et lavere potentiale har et højere indhold af Fe3+-forbindelser. Potentialfordelingen i en termisk deformeret prøve har en lagdelt karakter med en maksimal ændring på omkring 0,119 V (fig. 6a, b). Denne potentialfordeling er tæt relateret til overfladetopografien (fig. 6a). Der blev ikke observeret andre positionsrelaterede ændringer i det underliggende lamellære indre (fig. 6b). Tværtimod kan der observeres en ikke-ensartet karakter af pseudopotentialet for kombinationen af ​​forskellige oxider med forskelligt indhold af Fe2+ og Fe3+ i koldvalset SDSS (fig. 6c, d). Fe3+-oxider og/eller (oxy)hydroxider er hovedkomponenterne i korrosion i stål og er permeable for ilt og vand50. I dette tilfælde kan det ses, at øerne, der er rige på Fe3+, er fordelt lokalt og kan betragtes som korrosionsområder. I dette tilfælde kan gradienten i potentialfeltet, snarere end den absolutte værdi af potentialet, betragtes som en indikator for lokaliseringen af ​​aktive korrosionsområder51. Denne inhomogene fordeling af Fe2+ og Fe3+ på overfladen af ​​det koldvalsede SDSS kan ændre de lokale kemiske egenskaber og give et mere effektivt overfladeareal i oxidfilmrevnedannelse og korrosionsreaktioner, hvorved den underliggende metalmatrix kontinuerligt korroderer, hvilket resulterer i intern inhomogenitet og reducerer de beskyttende egenskaber ved det passiverende lag.
K-middelklynger af Fe L2,3 kantområder og tilsvarende XAS-centroider for a-c varmvalset X-PEEM og d-f koldvalset SDSS. a, d K-middelklyngeplot overlejret på X-PEEM-billedet. Estimerede pseudoelektrodepotentialer (epseudo) er nævnt sammen med K-middelklyngediagrammer. Lysstyrken af ​​et X-PEEM-billede, såsom farven i figur 2, er direkte proportional med røntgenabsorptionsintensiteten.
Relativt ensartet Cr, men forskellig kemisk tilstand af Fe, fører til forskellig oprindelse af oxidfilmrevnedannelse og korrosionsmønstre i varmvalset og koldvalset Ce-2507. Denne egenskab ved koldvalset Ce-2507 er velkendt. Med hensyn til dannelsen af ​​oxider og hydroxider af Fe i atmosfærisk luft, afsluttes følgende reaktioner i dette arbejde som neutrale reaktioner:
Baseret på målingen af ​​X-PEEM forekom ovenstående reaktion i følgende tilfælde. En lille skulder svarende til Fe0 er forbundet med det underliggende metalliske jern. Reaktionen af ​​metallisk Fe med miljøet fører til dannelsen af ​​et Fe(OH)2-lag (ligning (5)), som forstærker Fe2+-signalet i XAS af L-kanten af ​​Fe. Langvarig eksponering for luft vil resultere i dannelsen af ​​Fe3O4- og/eller Fe2O3-oxider efter Fe(OH)252,53. To typer stabilt Fe, Fe3O4 og Fe2O3, kan også dannes i et Cr3+-rigt beskyttende lag, hvor Fe3O4 foretrækker en ensartet og sammenhængende struktur. Tilstedeværelsen af ​​begge resulterer i blandede oxidationstilstande (XAS-1-spektrum). XAS-2-spektret svarer hovedsageligt til Fe3O4. Hvorimod XAS-3-spektrene observeret på flere positioner indikerede fuldstændig omdannelse til γ-Fe2O3. Da uindpakkede røntgenstråler har en penetrationsdybde på cirka 50 nm, resulterer signalet fra det underliggende lag i en højere intensitet af A-toppen.
XRD-spektret viser, at Fe-komponenten i oxidfilmen har en lagdelt struktur, som er kombineret med Cr-oxidlaget. I modsætning til den passiveringskarakteristika, der er for korrosion på grund af lokal inhomogenitet af Cr2O317, blev der på trods af det ensartede lag af Cr2O3 i denne undersøgelse observeret lav korrosionsbestandighed i dette tilfælde, især for koldvalsede prøver. Den observerede adfærd kan forstås som heterogeniteten af ​​den kemiske oxidationstilstand i det øverste lag (Fe), der påvirker korrosionsegenskaberne. Den langsomme overførsel af metal- eller iltioner i gitteret på grund af den samme støkiometri af det øvre (Fe-oxid) og nedre lag (Cr-oxid)52,53 fører til bedre interaktion (adhæsion) mellem dem. Dette forbedrer igen korrosionsbestandigheden. Derfor er kontinuerlig støkiometri, dvs. én oxidationstilstand for Fe, at foretrække frem for pludselige støkiometriske ændringer. Termisk deformeret SDSS har en mere ensartet overflade og et tættere beskyttende lag, hvilket giver bedre korrosionsbestandighed. For koldvalset SDSS ødelægger tilstedeværelsen af ​​Fe3+-rige øer under det beskyttende lag imidlertid overfladens integritet og forårsager galvanisk korrosion af det nærliggende substrat, hvilket fører til et fald i Rp (Tabel 1) i EIS-spektrene og dets korrosionsbestandighed. Derfor påvirker lokalt fordelte øer rige på Fe3+ på grund af plastisk deformation primært korrosionsbestandigheden, hvilket er et gennembrud i dette arbejde. Derfor præsenterer denne undersøgelse spektromikrografer af reduktionen i korrosionsbestandighed på grund af plastisk deformation af de undersøgte SDSS-prøver.
Desuden, mens legering af sjældne jordarter i tofasede ståltyper fungerer bedre, forbliver interaktionen mellem dette tilsatte element og den individuelle stålmatrix med hensyn til korrosionsadfærd uklar baseret på spektroskopiske mikroskopiobservationer. Ce-signalet (langs XAS M-kanten) vises kun på få positioner under koldvalsning, men forsvinder under varm deformation af SDSS, hvilket indikerer lokal aflejring af Ce i stålmatrixen i stedet for homogen legering. Selvom de mekaniske egenskaber ved SDSS ikke forbedres6,7, reducerer tilstedeværelsen af ​​sjældne jordarters størrelsen af ​​indeslutningerne og menes at undertrykke grubetæring ved origo54.
Afslutningsvis beskriver dette arbejde effekten af ​​overfladeheterogenitet på korrosionen af ​​2507 SDSS modificeret med cerium ved at kvantificere det kemiske indhold af nanoskalakomponenter. Vi besvarede spørgsmålet om, hvorfor rustfrit stål korroderer, selv når det er belagt med et beskyttende oxidlag, ved kvantitativt at studere mikrostrukturen, den kemiske tilstand af overfladeegenskaber og signalbehandling ved hjælp af K-means clustering. Det er blevet fastslået, at Fe3+-rige øer, inklusive deres oktaedriske og tetraedriske koordination i hele strukturen af ​​blandet Fe2+/Fe3+, er en kilde til ødelæggelse af oxidfilm og en kilde til korrosion af koldvalset SDSS. Nanoøer domineret af Fe3+ fører til dårlig korrosionsbestandighed, selv i nærvær af et tilstrækkeligt støkiometrisk Cr2O3-passiverende lag. Ud over de metodologiske fremskridt, der er gjort i bestemmelsen af ​​effekten af ​​kemisk heterogenitet på nanoskala på korrosion, forventes det foreliggende arbejde at inspirere til ingeniørprocesser til at forbedre korrosionsbestandigheden af ​​rustfrit stål under stålfremstilling.
For at fremstille de Ce-2507 SDSS-barrer, der blev anvendt i denne undersøgelse, blev de blandede komponenter, inklusive Fe-Ce-masterlegeringen forseglet med rene jernrør, smeltet i en 150 kg mellemfrekvens induktionsovn for at producere smeltet stål og hældt i støbeforme. De målte kemiske sammensætninger (vægt%) er anført i supplerende tabel 2. Barren varmformes først til blokke. Derefter blev stålet udglødet ved 1050 °C i 60 minutter til en fast opløsning og derefter bratkølet i vand til stuetemperatur. De undersøgte prøver blev undersøgt i detaljer ved hjælp af TEM og DOE for at studere faser, kornstørrelse og morfologi. Mere detaljerede oplysninger om prøver og produktionsproces kan findes i andre kilder6,7.
Forarbejd cylindriske prøver (φ10 mm × 15 mm) til varmpresning med cylinderens akse parallelt med blokkens deformationsretning. Højtemperaturkompression blev udført med en konstant tøjningshastighed i området 0,01-10 s-1 ved forskellige temperaturer i området 1000-1150 °C ved hjælp af en Gleeble-3800 termisk simulator. Før deformation blev prøverne opvarmet ved den valgte temperatur med en hastighed på 10 °C s-1 i 2 minutter for at eliminere temperaturgradienten. Efter opnåelse af temperaturensartethed blev prøverne deformeret til en sand tøjningsværdi på 0,7. Efter deformation blev den straks bratkølet med vand for at opretholde den deformerede struktur. Derefter blev de hærdede prøver skåret parallelt med kompressionsretningen. Til denne specifikke undersøgelse valgte vi en prøve, der var termisk deformeret ved 1050 °C, 10 s-1 på grund af en højere observeret mikrohårdhed end andre prøver.
Bulkprøver (80 × 10 × 17 mm3) af den faste Ce-2507-opløsning blev testet på en trefaset asynkron to-valset deformationsmaskine LG-300, som gav de bedste mekaniske egenskaber blandt alle andre deformationsklasser6. Deformationshastigheden og tykkelsesreduktionen var henholdsvis 0,2 m·s-1 og 5 % for hver bane.
En Autolab PGSTAT128N elektrokemisk arbejdsstation blev brugt til elektrokemisk måling af SDSS efter koldvalsning til 90% tykkelsesreduktion (1,0 ækvivalent sand tøjning) og varmpresning til 0,7 sand tøjning ved 1050 °C og 10 s-1. Arbejdsstationen har en celle med tre elektroder med en mættet kalomelelektrode som referenceelektrode, en grafitmodelektrode og en SDSS-prøve som arbejdselektrode. Prøverne blev skåret i cylindre med en diameter på 11,3 mm, på hvis sider kobbertråde blev loddet. Derefter blev prøven hældt med epoxyharpiks, hvilket efterlod et åbent arbejdsområde på 1 cm2 som arbejdselektrode (den nedre overflade af den cylindriske prøve). Vær forsigtig under hærdning af epoxyen og under efterfølgende slibning og polering for at undgå revner. Arbejdsfladen overlappes og poleres med en diamantpoleringssuspension med en partikelstørrelse på 1 mikron, rengøres med destilleret vand og ethanol og tørres i kold luft. Før elektrokemiske målinger blev de polerede prøver udsat for luft i flere dage for at danne en naturlig oxidfilm. En vandig opløsning af FeCl3 (6,0 vægt%), stabiliseret med HCl til pH = 1,0 ± 0,01, er blevet brugt til at accelerere korrosionen af ​​rustfrit stål55, da det findes i aggressive miljøer, hvor kloridioner er til stede med stærk oxiderende kraft og lav pH som specificeret af ASTM. Foreslåede standarder er G48 og A923. Prøverne blev nedsænket i testopløsningen i 1 time, før der blev foretaget målinger, for at nå en tilstand tæt på stationær. For prøver i fast opløsning, varmvalsede og koldvalsede prøver var impedansmålefrekvensområdet 1 × 105 ~ 0,1 Hz, og åbent kredsløbspotentialet (OPS) var 5 mV, hvilket var henholdsvis 0,39, 0,33 og 0,25 VSCE. Hver elektrokemisk test af en hvilken som helst prøve blev gentaget mindst tre gange under de samme forhold for at sikre dataenes reproducerbarhed.
Til HE-SXRD-målinger blev 1 × 1 × 1,5 mm3 rektangulære duplexstålblokke målt på en højenergi Brockhouse wiggler-linje hos CLS, Canada, for at kvantificere fasesammensætningen56. Dataindsamling blev udført ved stuetemperatur i Debye-Scherrer-geometri eller transportgeometri. Bølgelængden af ​​røntgenstråler kalibreret til LaB6-kalibranten er 0,212561 Å, hvilket svarer til 58 keV, hvilket er meget højere end bølgelængden for Cu Kα (8 keV), der almindeligvis anvendes som en laboratorierøntgenkilde. Prøven placeres i en afstand af 740 mm fra detektoren. Detektionsvolumenet for hver prøve er 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, hvilket bestemmes af strålestørrelsen og prøvetykkelsen. Hver af disse data blev indsamlet ved hjælp af en Perkin Elmer-arealdetektor, fladskærmsrøntgendetektor, 200 µm pixels, 40 × 40 cm2, med en eksponeringstid på 0,3 sekunder og 120 billeder.
X-PEEM-målinger af to udvalgte modelsystemer blev udført ved PEEM-endestationen på Beamline MAXPEEM-linjen i MAX IV-laboratoriet (Lund, Sverige). Prøverne blev fremstillet på samme måde som til elektrokemiske målinger. De fremstillede prøver blev opbevaret i luft i flere dage og afgasset i et ultrahøjt vakuumkammer, før de blev bestrålet med synkrotronfotoner. Strålens energiopløsning opnås ved at måle ionoutputspektret fra N1s til 1(τ/g^ ast) af excitationsområdet med hv = 401 eV i N2 og afhængigheden af ​​fotonenergien på E3/2,57. Spektral tilpasning gav ΔE (spektral linjebredde) ~0,3 eV over det målte energiområde. Derfor blev strålelinjens energiopløsning estimeret til at være E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 og flux ≈1012 ph/s ved at anvende en modificeret SX-700 monokromator med et Si 1200-linjers mm−1 gitter til Fe 2p L2,3 kanten, Cr 2p L2,3 kanten, Ni 2p L2,3 kanten og Ce M4,5 kanten. Derfor blev strålelinjens energiopløsning estimeret til at være E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 og flux ≈1012 ph/s ved at anvende en modificeret SX-700 monokromator med et Si 1200-linjers mm−1 gitter til Fe 2p L2.3 kanten, Cr 2p L2.3 kanten, Ni 2p L2.3 kanten og Ce M4.5 kanten. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было образом при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,2, Cr 2p L2,2, Cr кромка Ni 2p L2,3 og кромка Ce M4,5. Således blev energiopløsningen af ​​strålekanalen estimeret til E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 og flux ≈1012 f/s ved hjælp af en modificeret SX-700 monokromator med et Si-gitter på 1200 linjer/mm for Fe-kant 2p L2,3, Cr-kant 2p L2,3, Ni-kant 2p L2,3 og Ce-kant 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e.Således, når man bruger en modificeret SX-700 monokromator og et 1200-linjers Si-gitter. 3, Cr-kant 2p L2.3, Ni-kant 2p L2.3 og Ce-kant M4.5.Udvid fotonenergien i trin på 0,2 eV. Ved hver energi blev PEEM-billeder optaget ved hjælp af en TVIPS F-216 CMOS-detektor med en 2 x 2 binning fiberoptisk forbindelse, der giver 1024 × 1024 pixels i et 20 µm synsfelt. Eksponeringstiden for billederne er 0,2 sekunder, hvilket i gennemsnit giver 16 billeder. Fotoelektronbilledenergien er valgt på en sådan måde, at den giver det maksimale sekundære elektronsignal. Alle målinger udføres ved normal indfald af en lineært polariseret fotonstråle. For mere information om målinger, se en tidligere undersøgelse58. Efter at have studeret detektionstilstanden for det samlede elektronudbytte (TEY)59 og dens anvendelse i X-PEEM, estimeres detektionsdybden for denne metode til ~4-5 nm for Cr-signalet og ~6 nm for Fe-signalet. Cr-dybden er meget tæt på oxidfilmtykkelsen (~4 nm)60,61, mens Fe-dybden er større end oxidfilmtykkelsen. Den XAS, der opsamles nær FeL-kanten, er en blanding af jernoxid XAS og FeO fra matricen. I det første tilfælde skyldes intensiteten af ​​de udsendte elektroner alle mulige typer elektroner, der bidrager til TEY. Et rent jernsignal kræver dog højere kinetisk energi for at elektronerne kan passere gennem oxidlaget, nå overfladen og blive opsamlet af analysatoren. I dette tilfælde skyldes Fe0-signalet hovedsageligt LVV Auger-elektroner og sekundære elektroner, der udsendes af dem. Derudover henfalder den TEY-intensitet, der bidrages af disse elektroner, under elektronernes undslippevej49, hvilket yderligere reducerer Fe0's spektrale signatur i jern-XAS-kortet.
Integrering af data mining i datakuber (X-PEEM-data) er et nøgletrin i at udtrække relevant information (kemiske eller fysiske egenskaber) på en flerdimensionel måde. K-means clustering er meget udbredt inden for flere områder, herunder maskinsyn, billedbehandling, uovervåget mønstergenkendelse, kunstig intelligens og klassifikationsanalyse24. For eksempel er K-means clustering velanvendt til klyngning af hyperspektrale billeddata62. I princippet kan K-means-algoritmen for multiobjektdata nemt gruppere dem i henhold til information om deres attributter (fotonenergikarakteristika). K-means clustering er en iterativ algoritme til opdeling af data i K ikke-overlappende grupper (klynger), hvor hver pixel tilhører en specifik klynge afhængigt af den rumlige fordeling af kemisk inhomogenitet i stålets mikrostrukturelle sammensætning. K-means-algoritmen består af to trin: det første trin beregner de K centroider, og det andet trin tildeler hvert punkt til en klynge med tilstødende centroider. Tyngdepunktet for en klynge er defineret som det aritmetiske gennemsnit af datapunkterne (XAS-spektre) for den pågældende klynge. Der er forskellige afstande til at definere nabocentroider som euklidiske afstande. For et inputbillede af px,y (x og y er opløsningen i pixels) er CK klyngens tyngdepunkt; dette billede kan derefter segmenteres (klynges) i K klynger ved hjælp af K-means63. De sidste trin i K-means-klyngealgoritmen er:
Trin 2. Beregn graden af ​​medlemskab af alle pixels i henhold til det aktuelle centroid. For eksempel beregnes det ud fra den euklidiske afstand d mellem centrum og hver pixel:
Trin 3 Tildel hver pixel til det nærmeste centroid. Beregn derefter K centroid-positionerne igen som følger:
Trin 4. Gentag processen (ligning (7) og (8)), indtil centroiderne konvergerer. De endelige resultater for klyngekvaliteten er stærkt korreleret med det optimale valg af initiale centroider63. For PEEM-datastrukturen for stålbilleder er X (x × y × λ) typisk en kube af 3D-arraydata, mens x- og y-akserne repræsenterer rumlig information (pixelopløsning), og λ-aksen svarer til fotonernes energispektrale tilstand. K-means-algoritmen blev brugt til at udforske områder af interesse i X-PEEM-data ved at separere pixels (klynger eller underblokke) i henhold til deres spektrale egenskaber og udtrække den bedste centroid (XAS-spektralkurve) for hver analyt (klynge). Den bruges til at studere rumlig fordeling, lokale spektrale ændringer, oxidationsadfærd og kemisk tilstand. For eksempel blev K-means-klyngealgoritmen brugt til FeL-kant- og CrL-kantområder i varmbearbejdet og koldvalset X-PEEM. Forskellige antal K-klynger (mikrostrukturelle regioner) blev testet for at finde de bedste klynger og centroider. Når grafen vises, tildeles pixelsene de korrekte klyngecentroider. Hver farvefordeling svarer til klyngens centrum og viser den rumlige placering af kemiske eller fysiske objekter. De ekstraherede centroider er lineære kombinationer af rene spektre.
Data, der understøtter resultaterne af denne undersøgelse, er tilgængelige fra den respektive WC-forfatter efter rimelig anmodning.
Sieurin, H. & Sandström, R. Brudsejhed af et svejset duplex rustfrit stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Brudsejhed af et svejset duplex rustfrit stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Brudsejhed af svejset duplex rustfrit 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. Brudsejhed af svejsede duplex rustfrie stål.projekt. fraktal. pels. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Korrosionsbestandighed af duplex rustfrit stål i udvalgte organiske syrer og organiske syre/klorid-miljøer. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Korrosionsbestandighed af duplex rustfrit stål i udvalgte organiske syrer og organiske syre/klorid-miljøer.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. og Van Der Merwe, J. Korrosionsbestandighed af duplex rustfrit stål i miljøer med visse organiske syrer og organiske syrer/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/氯化物环境一觀蚄肐 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相rustfrit stål在特定organisk酸和Organisk酸/kloreret miljø的耐而性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. og Van Der Merwe, J. Korrosionsbestandighed af duplex rustfrit stål i miljøer med visse organiske syrer og organiske syrer/klorider.antikorrosiv. Method Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. Korrosionsoxiderende egenskaber af Fe-Al-Mn-C duplexlegeringer. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Ny generation af superduplexstål til udstyrsgas- og olieproduktion. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Ny generation af superduplexstål til udstyrsgas- og olieproduktion.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Ny generation af superduplexstål til olie- og gasproduktionsudstyr.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Ny generation af superduplexstål til gas- og olieproduktionsudstyr. E3S webinar. 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Undersøgelse af varmdeformationsadfærd af duplex rustfrit stål, kvalitet 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Undersøgelse af varmdeformationsadfærd af duplex rustfrit stål, kvalitet 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. En undersøgelse af varmdeformationsadfærd af type 2507 duplex rustfrit stål. 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. og Utaisansuk, V. Undersøgelse af varmdeformationsadfærden af ​​type 2507 duplex rustfrit stål. Metal.alma mater. trance. A 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Effekt af kontrolleret koldvalsning på mikrostrukturen og de mekaniske egenskaber af ceriummodificeret superduplex SAF 2507 rustfrit stål. alma mater. the science. project. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Varmdeformationsinduceret struktur og mekaniske egenskaber af ceriummodificeret superduplex SAF 2507 rustfrit stål. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effekt af sjældne jordarters elementer på austenitisk ståls oxidationsadfærd ved høj temperatur. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effekt af sjældne jordarters elementer på austenitisk ståls oxidationsadfærd ved høj temperatur.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. og Zheng K. Indflydelse af sjældne jordarters elementer på austenitisk ståls opførsel under oxidation ved høj temperatur. 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. og Zheng K. Indflydelse af sjældne jordarters elementer på austenitiske ståls opførsel ved højtemperaturoxidation.Korrosion. Videnskaben. 164, 108359 (2020).