Σας ευχαριστούμε που επισκεφτήκατε το Nature.com.Η έκδοση του προγράμματος περιήγησης που χρησιμοποιείτε έχει περιορισμένη υποστήριξη CSS.Για την καλύτερη εμπειρία, συνιστούμε να χρησιμοποιήσετε ένα ενημερωμένο πρόγραμμα περιήγησης (ή να απενεργοποιήσετε τη λειτουργία συμβατότητας στον Internet Explorer).Στο μεταξύ, για να διασφαλίσουμε τη συνεχή υποστήριξη, θα αποδώσουμε τον ιστότοπο χωρίς στυλ και JavaScript.
Ο ευρέως χρησιμοποιούμενος ανοξείδωτος χάλυβας και οι σφυρήλατες εκδόσεις του είναι ανθεκτικοί στη διάβρωση σε συνθήκες περιβάλλοντος λόγω του στρώματος παθητικοποίησης που αποτελείται από οξείδιο του χρωμίου.Η διάβρωση και η διάβρωση του χάλυβα συνδέεται παραδοσιακά με την καταστροφή αυτών των στρωμάτων, αλλά σπάνια σε μικροσκοπικό επίπεδο, ανάλογα με την προέλευση της ανομοιογένειας της επιφάνειας.Σε αυτή την εργασία, η χημική ετερογένεια της επιφάνειας νανοκλίμακας που ανιχνεύεται με φασματοσκοπική μικροσκοπία και χημειομετρική ανάλυση κυριαρχεί απροσδόκητα στην αποσύνθεση και τη διάβρωση του τροποποιημένου δημητρίου ψυχρής έλασης super duplex ανοξείδωτου χάλυβα 2507 (SDSS) κατά τη συμπεριφορά θερμής παραμόρφωσης.άλλη πλευρά.Αν και το μικροσκόπιο φωτοηλεκτρονίου ακτίνων Χ έδειξε σχετικά ομοιόμορφη κάλυψη του φυσικού στρώματος Cr2O3, το SDSS ψυχρής έλασης έδειξε φτωχά αποτελέσματα παθητικοποίησης λόγω της εντοπισμένης κατανομής των πλούσιων σε Fe3+ νανονήσους στο στρώμα οξειδίου Fe/Cr.Αυτή η γνώση σε ατομικό επίπεδο παρέχει μια βαθιά κατανόηση της διάβρωσης από ανοξείδωτο χάλυβα και αναμένεται να βοηθήσει στην καταπολέμηση της διάβρωσης παρόμοιων μετάλλων υψηλής περιεκτικότητας σε κράμα.
Από την εφεύρεση του ανοξείδωτου χάλυβα, η αντοχή στη διάβρωση των κραμάτων σιδηροχρωμίου αποδίδεται στο χρώμιο, το οποίο σχηματίζει ένα ισχυρό οξείδιο/οξυυδροξείδιο που παρουσιάζει παθητικοποιητική συμπεριφορά στα περισσότερα περιβάλλοντα.Σε σύγκριση με τους συμβατικούς (ωστενιτικούς και φερριτικούς) ανοξείδωτους χάλυβες, οι super duplex ανοξείδωτοι χάλυβες (SDSS) με καλύτερη αντοχή στη διάβρωση έχουν ανώτερες μηχανικές ιδιότητες1,2,3.Η αυξημένη μηχανική αντοχή επιτρέπει ελαφρύτερα και πιο συμπαγή σχέδια.Αντίθετα, το οικονομικό SDSS έχει υψηλή αντοχή στη διάβρωση με αυλάκια και ρωγμές, με αποτέλεσμα μεγαλύτερη διάρκεια ζωής και ευρύτερες εφαρμογές στον έλεγχο της ρύπανσης, στα δοχεία χημικών και στην υπεράκτια βιομηχανία πετρελαίου και φυσικού αερίου4.Ωστόσο, το στενό εύρος θερμοκρασιών θερμικής επεξεργασίας και η κακή μορφοποίηση εμποδίζουν την ευρεία πρακτική εφαρμογή του.Επομένως, το SDSS έχει τροποποιηθεί για να βελτιώσει τις παραπάνω ιδιότητες.Για παράδειγμα, η τροποποίηση Ce και οι υψηλές προσθήκες των N 6, 7, 8 εισήχθησαν στο 2507 SDSS (Ce-2507).Μια κατάλληλη συγκέντρωση 0,08 wt.% στοιχείου σπάνιας γαίας (Ce) έχει ευεργετική επίδραση στις μηχανικές ιδιότητες του DSS, καθώς βελτιώνει τη βελτίωση των κόκκων και την οριακή αντοχή των κόκκων.Η αντοχή στη φθορά και στη διάβρωση, η αντοχή σε εφελκυσμό και η αντοχή σε διαρροή και η εργασιμότητα σε θερμές συνθήκες έχουν επίσης βελτιωθεί9.Μεγάλες ποσότητες αζώτου μπορούν να αντικαταστήσουν την ακριβή περιεκτικότητα σε νικέλιο, καθιστώντας το SDSS πιο οικονομικό10.
Πρόσφατα, το SDSS έχει παραμορφωθεί πλαστικά σε διάφορες θερμοκρασίες (χαμηλή θερμοκρασία, κρύο και ζεστό) για να επιτύχει εξαιρετικές μηχανικές ιδιότητες6,7,8.Ωστόσο, η εξαιρετική αντοχή στη διάβρωση του SDSS οφείλεται στην παρουσία ενός λεπτού φιλμ οξειδίου στην επιφάνεια, το οποίο επηρεάζεται από πολλούς παράγοντες, όπως η παρουσία πολλών φάσεων με διαφορετικά όρια κόκκων, ανεπιθύμητα ιζήματα και διαφορετικές αντιδράσεις.παραμορφώνεται η εσωτερική ανομοιογενής μικροδομή διαφόρων ωστενιτικών και φερριτικών φάσεων 7 .Επομένως, η μελέτη των ιδιοτήτων μικροτομέων τέτοιων φιλμ στο επίπεδο της ηλεκτρονικής δομής είναι ζωτικής σημασίας για την κατανόηση της διάβρωσης SDSS και απαιτεί πολύπλοκες πειραματικές τεχνικές.Μέχρι στιγμής, οι επιφανειακά ευαίσθητες μέθοδοι όπως η φασματοσκοπία ηλεκτρονίων Auger11 και η φασματοσκοπία φωτοηλεκτρονίων ακτίνων Χ12,13,14,15 καθώς και το σύστημα φωτοηλεκτρονίων σκληρών φωτοηλεκτρονίων ακτίνων Χ διακρίνουν, αλλά συχνά αποτυγχάνουν να διαχωρίσουν, τις χημικές καταστάσεις του ίδιου στοιχείου σε διαφορετικά σημεία του χώρου στη νανοκλίμακα.Αρκετές πρόσφατες μελέτες έχουν συνδέσει την τοπική οξείδωση του χρωμίου με την παρατηρούμενη συμπεριφορά διάβρωσης 17 ωστενιτικών ανοξείδωτων χάλυβων, 18 μαρτενσιτικών ανοξείδωτων χάλυβων και SDSS 19, 20. Ωστόσο, αυτές οι μελέτες έχουν επικεντρωθεί κυρίως στην επίδραση της ετερογένειας του Cr (π.χ. κατάσταση αντοχής στη διάβρωση Cr3+).Η πλευρική ετερογένεια στις καταστάσεις οξείδωσης των στοιχείων μπορεί να προκληθεί από διαφορετικές ενώσεις με τα ίδια συστατικά στοιχεία, όπως τα οξείδια του σιδήρου.Αυτές οι ενώσεις κληρονομούν ένα θερμομηχανικά επεξεργασμένο μικρό μέγεθος στενά γειτονικά μεταξύ τους, αλλά διαφέρουν ως προς τη σύνθεση και την κατάσταση οξείδωσης16,21.Επομένως, η αποκάλυψη της καταστροφής των μεμβρανών οξειδίου και στη συνέχεια η διάτρηση απαιτεί κατανόηση της επιφανειακής ανομοιογένειας σε μικροσκοπικό επίπεδο.Παρά αυτές τις απαιτήσεις, ποσοτικές εκτιμήσεις όπως η ετερογένεια πλευρικής οξείδωσης, ειδικά του σιδήρου σε νανο/ατομική κλίμακα, εξακολουθούν να λείπουν και η σημασία τους για την αντοχή στη διάβρωση παραμένει ανεξερεύνητη.Μέχρι πρόσφατα, η χημική κατάσταση διαφόρων στοιχείων, όπως ο Fe και το Ca, περιγράφονταν ποσοτικά σε δείγματα χάλυβα χρησιμοποιώντας μαλακή μικροσκοπία φωτοηλεκτρονίου ακτίνων Χ (X-PEEM) σε εγκαταστάσεις ακτινοβολίας σύγχροτρον νανοκλίμακας.Σε συνδυασμό με τις χημικά ευαίσθητες τεχνικές φασματοσκοπίας απορρόφησης ακτίνων Χ (XAS), το X-PEEM επιτρέπει τη μέτρηση XAS με υψηλή χωρική και φασματική ανάλυση, παρέχοντας χημικές πληροφορίες για τη στοιχειακή σύνθεση και τη χημική του κατάσταση με χωρική ανάλυση έως την κλίμακα νανομέτρων 23 .Αυτή η φασματοσκοπική παρατήρηση της θέσης έναρξης κάτω από ένα μικροσκόπιο διευκολύνει τοπικά χημικά πειράματα και μπορεί να αποδείξει χωρικά ανεξερεύνητες χημικές αλλαγές στο στρώμα Fe.
Αυτή η μελέτη επεκτείνει τα πλεονεκτήματα του PEEM στην ανίχνευση χημικών διαφορών σε νανοκλίμακα και παρουσιάζει μια διορατική μέθοδο ανάλυσης επιφάνειας σε ατομικό επίπεδο για την κατανόηση της συμπεριφοράς διάβρωσης του Ce-2507.Χρησιμοποιεί χημειομετρικά δεδομένα συμπλέγματος K-means24 για να χαρτογραφήσει την παγκόσμια χημική σύνθεση (ετερογένεια) των εμπλεκόμενων στοιχείων, με τις χημικές τους καταστάσεις να παρουσιάζονται σε μια στατιστική αναπαράσταση.Σε αντίθεση με την παραδοσιακή περίπτωση διάβρωσης που προκαλείται από διάσπαση μεμβράνης οξειδίου του χρωμίου, η τρέχουσα κακή παθητικοποίηση και η κακή αντίσταση στη διάβρωση αποδίδονται σε εντοπισμένα νανονήσια πλούσια σε Fe3+ κοντά στο στρώμα οξειδίου Fe/Cr, που μπορεί να είναι αποτέλεσμα προστατευτικών οξειδίων.Στη θέση της διάσπασης σχηματίζεται μια μεμβράνη που προκαλεί διάβρωση.
Η διαβρωτική συμπεριφορά του παραμορφωμένου SDSS 2507 αξιολογήθηκε αρχικά χρησιμοποιώντας ηλεκτροχημικές μετρήσεις.Στο σχ.Το σχήμα 1 δείχνει τις καμπύλες Nyquist και Bode για επιλεγμένα δείγματα σε όξινα (pH = 1) υδατικά διαλύματα FeCl3 σε θερμοκρασία δωματίου.Ο επιλεγμένος ηλεκτρολύτης δρα ως ισχυρός οξειδωτικός παράγοντας, χαρακτηρίζοντας την τάση του φιλμ παθητικοποίησης να διασπάται.Αν και το υλικό δεν υποβλήθηκε σε σταθερή διάβρωση σε θερμοκρασία δωματίου, αυτές οι αναλύσεις παρείχαν πληροφορίες για πιθανά συμβάντα αστοχίας και διαδικασίες μετά τη διάβρωση.Το ισοδύναμο κύκλωμα (Εικ. 1δ) χρησιμοποιήθηκε για την προσαρμογή φασμάτων φασματοσκοπίας ηλεκτροχημικής σύνθετης αντίστασης (EIS) και τα αντίστοιχα αποτελέσματα προσαρμογής φαίνονται στον Πίνακα 1. Εμφανίστηκαν ελλιπείς ημικύκλοι κατά τη δοκιμή του επεξεργασμένου διαλύματος και των δειγμάτων κατεργασμένων εν θερμώ, ενώ οι αντίστοιχοι συμπιεσμένοι μισοί κύκλοι ήταν ψυχρής έλασης (Εικ. 1β).Στο φάσμα EIS, η ημικυκλική ακτίνα μπορεί να θεωρηθεί ως η αντίσταση πόλωσης (Rp)25,26.Το Rp του επεξεργασμένου διαλύματος SDSS στον Πίνακα 1 είναι περίπου 135 kΩ cm-2, ωστόσο για SDSS θερμής και ψυχρής έλασης μπορούμε να δούμε πολύ χαμηλότερες τιμές 34,7 και 2,1 kΩ cm–2 αντίστοιχα.Αυτή η σημαντική μείωση στο Rp υποδεικνύει μια επιζήμια επίδραση της πλαστικής παραμόρφωσης στην παθητικοποίηση και την αντίσταση στη διάβρωση, όπως φαίνεται στις προηγούμενες αναφορές 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Διαγράμματα σύνθετης αντίστασης και φάσης Bode και ένα ισοδύναμο μοντέλο κυκλώματος για το d, όπου RS είναι η αντίσταση ηλεκτρολύτη, Rp είναι η αντίσταση πόλωσης και QCPE είναι το οξείδιο του στοιχείου σταθερής φάσης που χρησιμοποιείται για τη μοντελοποίηση της μη ιδανικής χωρητικότητας (n) .Οι μετρήσεις EIS πραγματοποιήθηκαν σε δυναμικό χωρίς φορτίο.
Οι σταθερές πρώτης τάξης φαίνονται στο διάγραμμα Bode και το πλατό υψηλής συχνότητας αντιπροσωπεύει την αντίσταση ηλεκτρολύτη RS26.Καθώς η συχνότητα μειώνεται, η σύνθετη αντίσταση αυξάνεται και εντοπίζεται μια αρνητική γωνία φάσης, υποδεικνύοντας την κυριαρχία της χωρητικότητας.Η γωνία φάσης αυξάνεται, διατηρώντας τη μέγιστη τιμή της σε ένα σχετικά μεγάλο εύρος συχνοτήτων, και στη συνέχεια μειώνεται (Εικ. 1γ).Ωστόσο, και στις τρεις περιπτώσεις αυτή η μέγιστη τιμή εξακολουθεί να είναι μικρότερη από 90°, υποδηλώνοντας μια μη ιδανική χωρητική συμπεριφορά λόγω χωρητικής διασποράς.Έτσι, το στοιχείο σταθερής φάσης QCPE (CPE) χρησιμοποιείται για να αναπαραστήσει τη διεπιφανειακή κατανομή χωρητικότητας που προκύπτει από την τραχύτητα ή την ανομοιογένεια της επιφάνειας, ειδικά όσον αφορά την ατομική κλίμακα, τη γεωμετρία φράκταλ, το πορώδες του ηλεκτροδίου, το μη ομοιόμορφο δυναμικό και την επιφανειακή κατανομή ρεύματος.Γεωμετρία ηλεκτροδίου31,32.Αντίσταση CPE:
όπου j είναι ο φανταστικός αριθμός και ω η γωνιακή συχνότητα.Το QCPE είναι μια σταθερά ανεξάρτητη από τη συχνότητα ανάλογη με την ενεργή ανοιχτή περιοχή του ηλεκτρολύτη.Το n είναι ένας αδιάστατος αριθμός ισχύος που περιγράφει την απόκλιση από την ιδανική χωρητική συμπεριφορά ενός πυκνωτή, δηλαδή όσο πιο κοντά το n είναι το 1, τόσο πιο κοντά το CPE είναι στην καθαρή χωρητικότητα και αν το n είναι κοντά στο μηδέν, είναι αντίσταση.Μια μικρή απόκλιση n, κοντά στο 1, δείχνει τη μη ιδανική χωρητική συμπεριφορά της επιφάνειας μετά τη δοκιμή πόλωσης.Το QCPE του SDSS ψυχρής έλασης είναι πολύ υψηλότερο από παρόμοια προϊόντα, πράγμα που σημαίνει ότι η ποιότητα της επιφάνειας είναι λιγότερο ομοιόμορφη.
Σε συμφωνία με τις περισσότερες ιδιότητες αντοχής στη διάβρωση των ανοξείδωτων χάλυβων, η σχετικά υψηλή περιεκτικότητα σε Cr του SDSS γενικά οδηγεί σε ανώτερη αντίσταση στη διάβρωση του SDSS λόγω της παρουσίας ενός παθητικού προστατευτικού φιλμ οξειδίου στην επιφάνεια17.Αυτό το παθητικό φιλμ είναι συνήθως πλούσιο σε οξείδια και/ή υδροξείδια Cr3+, ενσωματώνοντας κυρίως οξείδια Fe2+, Fe3+ και/ή (οξυ)υδροξείδια 33 .Παρά την ίδια επιφανειακή ομοιομορφία, παθητικό στρώμα οξειδίου και κανένα ορατό κάταγμα στην επιφάνεια, όπως προσδιορίζεται από μικροσκοπικές εικόνες,6,7 η συμπεριφορά διάβρωσης του θερμής και ψυχρής έλασης SDSS είναι διαφορετική και επομένως απαιτεί εις βάθος μελέτη της μικροδομής παραμόρφωσης και των δομικών χαρακτηριστικών του χάλυβα.
Η μικροδομή του παραμορφωμένου ανοξείδωτου χάλυβα διερευνήθηκε ποσοτικά χρησιμοποιώντας εσωτερικές και σύγχροτρον υψηλής ενέργειας ακτίνες Χ (Συμπληρωματικά Σχήματα 1, 2).Λεπτομερής ανάλυση παρέχεται στις Συμπληρωματικές Πληροφορίες.Αν και αυτό αντιστοιχεί ως επί το πλείστον στον τύπο της κύριας φάσης, βρέθηκαν διαφορές στα κλάσματα όγκου των φάσεων, τα οποία παρατίθενται στον Συμπληρωματικό Πίνακα 1. Η διαφορά μπορεί να οφείλεται στο ετερογενές κλάσμα φάσης στην επιφάνεια και στο κλάσμα όγκου (XRD) που υπόκειται σε διαφορετικό βάθος ανίχνευσης με χρήση περίθλασης ακτίνων Χ με διάφορες πηγές ενέργειας προσπίπτουσες φωτονίων.Η σχετικά υψηλότερη αναλογία ωστενίτη σε δείγματα ψυχρής έλασης, που προσδιορίζεται με XRD από εργαστηριακή πηγή, υποδηλώνει καλύτερη παθητικοποίηση και στη συνέχεια καλύτερη αντίσταση στη διάβρωση35, ενώ πιο ακριβή και στατιστικά αποτελέσματα δείχνουν αντίθετες τάσεις στις αναλογίες φάσεων.Επιπλέον, η αντοχή στη διάβρωση του χάλυβα εξαρτάται επίσης από το βαθμό τελειοποίησης των κόκκων, τη μείωση του μεγέθους των κόκκων, την αύξηση των μικροπαραμορφώσεων και την πυκνότητα εξάρθρωσης που εμφανίζονται κατά τη θερμομηχανική επεξεργασία36,37,38.Τα δείγματα θερμής κατεργασίας παρουσιάζουν μια πιο κοκκώδη φύση, ενδεικτική των κόκκων μεγέθους μικρού, ενώ οι λείοι δακτύλιοι που παρατηρήθηκαν στα δείγματα ψυχρής έλασης (Συμπληρωματικό Σχήμα 3) υποδεικνύουν σημαντική βελτίωση κόκκων σε νανοκλίμακα στην προηγούμενη εργασία6, η οποία θα πρέπει να συμβάλει στην παθητικοποίηση του φιλμ.σχηματισμός και αύξηση αντοχής στη διάβρωση.Η υψηλότερη πυκνότητα εξάρθρωσης συνήθως συνδέεται με χαμηλότερη αντίσταση στο άνοιγμα, η οποία συμφωνεί καλά με τις ηλεκτροχημικές μετρήσεις.
Οι αλλαγές στις χημικές καταστάσεις των μικροτομέων στοιχειωδών στοιχείων έχουν μελετηθεί συστηματικά χρησιμοποιώντας X-PEEM.Παρά την αφθονία των στοιχείων κράματος, τα Cr, Fe, Ni και Ce39 επιλέχθηκαν εδώ επειδή το Cr είναι το βασικό στοιχείο για τον σχηματισμό του φιλμ παθητικοποίησης, το Fe είναι το κύριο στοιχείο στον χάλυβα και το Ni ενισχύει την παθητικοποίηση και εξισορροπεί τη δομή της φάσης φερρίτη-ωστενιτικής και τον σκοπό της τροποποίησης του Ce.Προσαρμόζοντας την ενέργεια της ακτινοβολίας σύγχροτρον, το RAS επικαλύφθηκε από την επιφάνεια με τα κύρια χαρακτηριστικά του Cr (άκρη L2.3), Fe (ακμή L2.3), Ni (ακμή L2.3) και Ce (άκρη M4.5).θερμής μορφοποίησης και ψυχρής έλασης Ce-2507 SDSS.Πραγματοποιήθηκε κατάλληλη ανάλυση δεδομένων με ενσωμάτωση ενεργειακής βαθμονόμησης με δημοσιευμένα δεδομένα (π.χ. XAS 40, 41 σε Fe L2, 3 άκρες).
Στο σχ.Το σχήμα 2 δείχνει εικόνες X-PEEM θερμής κατεργασίας (Εικ. 2α) και ψυχρής έλασης (Εικ. 2δ) Ce-2507 SDSS και των αντίστοιχων άκρων XAS του Cr και του Fe L2,3 σε μεμονωμένα σημειωμένα σημεία.Το άκρο L2,3 του XAS ανιχνεύει τις μη κατειλημμένες 3d καταστάσεις μετά από φωτοδιέγερση ηλεκτρονίων στα επίπεδα διάσπασης τροχιάς σπιν 2p3/2 (άκρο L3) και 2p1/2 (άκρο L2).Πληροφορίες σχετικά με την κατάσταση σθένους του Cr ελήφθησαν από το XAS στο άκρο L2,3 στο Σχήμα 2b, e.Σύγκριση με δικαστές.42,43 έδειξαν ότι τέσσερις κορυφές παρατηρήθηκαν κοντά στο άκρο L3, που ονομάστηκαν A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) και D (582,2 eV), αντανακλώντας το οκταεδρικό Cr3+, που αντιστοιχεί στο ιόν Cr2O3.Τα πειραματικά φάσματα συμφωνούν με τους θεωρητικούς υπολογισμούς που φαίνονται στα πλαίσια b και e, που προέκυψαν από πολλαπλούς υπολογισμούς του κρυσταλλικού πεδίου στη διεπαφή Cr L2.3 χρησιμοποιώντας ένα κρυσταλλικό πεδίο 2,0 eV44.Και οι δύο επιφάνειες θερμής και ψυχρής έλασης SDSS επικαλύπτονται με ένα σχετικά ομοιόμορφο στρώμα Cr2O3.
Θερμική εικόνα X-PEEM θερμικά παραμορφωμένου SDSS που αντιστοιχεί σε άκρο b Cr L2.3 και άκρο c Fe L2.3, d Θερμική εικόνα X-PEEM SDSS ψυχρής έλασης που αντιστοιχεί σε άκρη e Cr L2.3 και ακμή f Fe L2 0,3 ( f).Τα φάσματα XAS σχεδιάζονται σε διαφορετικές χωρικές θέσεις που σημειώνονται στις θερμικές εικόνες (a, d), οι πορτοκαλί διακεκομμένες γραμμές στα (b) και (e) αντιπροσωπεύουν τα προσομοιωμένα φάσματα XAS του Cr3+ με τιμή κρυσταλλικού πεδίου 2,0 eV.Για εικόνες X-PEEM, χρησιμοποιήστε μια θερμική παλέτα για να βελτιώσετε την αναγνωσιμότητα της εικόνας, όπου τα χρώματα από μπλε έως κόκκινο είναι ανάλογα με την ένταση της απορρόφησης ακτίνων Χ (από χαμηλή σε υψηλή).
Ανεξάρτητα από το χημικό περιβάλλον αυτών των μεταλλικών στοιχείων, η χημική κατάσταση των προσθηκών στοιχείων κράματος Ni και Ce και για τα δύο δείγματα παρέμεινε αμετάβλητη.Πρόσθετο σχέδιο.Τα σχήματα 5-9 δείχνουν εικόνες X-PEEM και τα αντίστοιχα φάσματα XAS για Ni και Ce σε διάφορες θέσεις στην επιφάνεια των δειγμάτων θερμής και ψυχρής έλασης.Το Ni XAS δείχνει τις καταστάσεις οξείδωσης του Ni2+ σε ολόκληρη τη μετρούμενη επιφάνεια δειγμάτων θερμής και ψυχρής έλασης (Συμπληρωματική Συζήτηση).Σημειωτέον ότι, στην περίπτωση των δειγμάτων θερμής επεξεργασίας, δεν παρατηρήθηκε το σήμα XAS του Ce, ενώ στα δείγματα ψυχρής έλασης, το φάσμα του Ce3+.Η παρατήρηση κηλίδων Ce σε δείγματα ψυχρής έλασης έδειξε ότι το Ce εμφανίζεται κυρίως με τη μορφή ιζημάτων.
Στο θερμικά παραμορφωμένο SDSS, δεν παρατηρήθηκε τοπική δομική αλλαγή στο XAS στο άκρο Fe L2,3 (Εικ. 2γ).Ωστόσο, η μήτρα Fe αλλάζει μικροπεριφερειακά τη χημική της κατάσταση σε επτά τυχαία επιλεγμένα σημεία του SDSS ψυχρής έλασης, όπως φαίνεται στο Σχ. 2στ.Επιπλέον, για να έχουμε μια ακριβή ιδέα των αλλαγών στην κατάσταση του Fe στις επιλεγμένες θέσεις στο Σχ. 2στ, πραγματοποιήθηκαν τοπικές επιφανειακές μελέτες (Εικ. 3 και Συμπληρωματικό Σχ. 10) στις οποίες επιλέχθηκαν μικρότερες κυκλικές περιοχές.Τα φάσματα XAS της ακμής Fe L2,3 των συστημάτων α-Fe2O3 και των οκταεδρικών οξειδίων Fe2+ μοντελοποιήθηκαν με υπολογισμούς πολλαπλών κρυσταλλικών πεδίων χρησιμοποιώντας κρυσταλλικά πεδία 1,0 (Fe2+) και 1,0 (Fe3+)44. Σημειώνουμε ότι το α-Fe2O3 και το γ-Fe2O3 έχουν διαφορετικές τοπικές συμμετρίες45,46, το Fe3O4 έχει συνδυασμό και των δύο Fe2+ & Fe3+,47 και FeO45 ως τυπικά δισθενές οξείδιο Fe2+ (3d6). Σημειώνουμε ότι το α-Fe2O3 και το γ-Fe2O3 έχουν διαφορετικές τοπικές συμμετρίες45,46, το Fe3O4 έχει συνδυασμό και των δύο Fe2+ & Fe3+,47 και FeO45 ως τυπικά δισθενές οξείδιο Fe2+ (3d6).Σημειώστε ότι τα α-Fe2O3 και γ-Fe2O3 έχουν διαφορετικές τοπικές συμμετρίες45,46, το Fe3O4 συνδυάζει και Fe2+ και Fe3+,47 και FeO45 με τη μορφή τυπικά δισθενούς οξειδίου Fe2+ (3d6).Σημειώστε ότι τα α-Fe2O3 και γ-Fe2O3 έχουν διαφορετικές τοπικές συμμετρίες45,46, το Fe3O4 έχει έναν συνδυασμό Fe2+ και Fe3+,47 και το FeO45 δρα ως επίσημο δισθενές οξείδιο Fe2+ (3d6).Όλα τα ιόντα Fe3+ στο α-Fe2O3 έχουν μόνο θέσεις Oh, ενώ το γ-Fe2O3 αντιπροσωπεύεται συνήθως από Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]π.χ. σπινέλιο O4 με κενές θέσεις π.χ. σε θέσεις.Επομένως, τα ιόντα Fe3+ στο γ-Fe2O3 έχουν θέσεις Td και Oh.Όπως αναφέρθηκε σε προηγούμενη εργασία,45 αν και η αναλογία έντασης των δύο είναι διαφορετική, η αναλογία έντασης π.χ./t2g είναι ≈1, ενώ στην περίπτωση αυτή η παρατηρούμενη αναλογία έντασης π.χ./t2g είναι περίπου 1. Αυτό αποκλείει την πιθανότητα στην τρέχουσα κατάσταση να υπάρχει μόνο Fe3+.Λαμβάνοντας υπόψη την περίπτωση του Fe3O4 τόσο με Fe2+ όσο και με Fe3+, το πρώτο χαρακτηριστικό, το οποίο είναι γνωστό ότι έχει πιο αδύναμο (ισχυρότερο) άκρο L3 για το Fe, υποδεικνύει έναν μικρότερο (μεγαλύτερο) αριθμό μη κατειλημμένων καταστάσεων t2g.Αυτό ισχύει για το Fe2+ (Fe3+), το οποίο δείχνει ότι το πρώτο χαρακτηριστικό της αύξησης υποδηλώνει αύξηση της περιεκτικότητας σε Fe2+47.Αυτά τα αποτελέσματα δείχνουν ότι η συνύπαρξη των Fe2+ και γ-Fe2O3, α-Fe2O3 και/ή Fe3O4 κυριαρχεί στην επιφάνεια ψυχρής έλασης των σύνθετων υλικών.
Μεγεθυμένες εικόνες θερμικής απεικόνισης φωτοηλεκτρονίων των φασμάτων XAS (a, c) και (b, d) που διασχίζουν το άκρο Fe L2,3 σε διάφορες χωρικές θέσεις εντός επιλεγμένων περιοχών 2 και E στα Σχ.2δ.
Τα ληφθέντα πειραματικά δεδομένα (Εικ. 4a και Συμπληρωματικό Σχήμα 11) σχεδιάζονται και συγκρίνονται με τα δεδομένα για καθαρές ενώσεις 40, 41, 48. Τρεις διαφορετικοί τύποι πειραματικά παρατηρούμενων φασμάτων Fe L-άκρου XAS (XAS-1, XAS-2 και XAS-3: Σχ. 4a).Συγκεκριμένα, το φάσμα 2-a (σημειώνεται ως XAS-1) στο Σχήμα 3b ακολουθούμενο από το φάσμα 2-b (με επισήμανση XAS-2) παρατηρήθηκε σε ολόκληρη την περιοχή ανίχνευσης, ενώ φάσματα όπως το E-3 παρατηρήθηκαν στο σχήμα 3d (με επισήμανση XAS-3) παρατηρήθηκαν σε συγκεκριμένες θέσεις.Κατά κανόνα, χρησιμοποιήθηκαν τέσσερις παράμετροι για τον προσδιορισμό των υφιστάμενων καταστάσεων σθένους στο υπό μελέτη δείγμα: (1) φασματικά χαρακτηριστικά L3 και L2, (2) ενεργειακές θέσεις των χαρακτηριστικών L3 και L2, (3) διαφορά ενέργειας L3-L2., ( 4) Λόγος έντασης L2/L3.Σύμφωνα με οπτικές παρατηρήσεις (Εικ. 4α), και τα τρία συστατικά Fe, δηλαδή, Fe0, Fe2+ και Fe3+, υπάρχουν στην επιφάνεια SDSS που μελετάται.Ο υπολογισμένος λόγος έντασης L2/L3 έδειξε επίσης την παρουσία και των τριών συστατικών.
ένα προσομοιωμένο φάσματα XAS του Fe με παρατηρούμενα τρία διαφορετικά πειραματικά δεδομένα (συμπαγείς γραμμές XAS-1, XAS-2 και XAS-3 αντιστοιχούν σε 2-a, 2-b και E-3 στα Σχ. 2 και 3) Σύγκριση , Οκτάεδρα Fe2+, Fe3+ με τιμές κρυσταλλικού πεδίου μέτρηση 1,0, αντίστοιχα, eV, με δεδομένα 1,0 eV και d , XAS-2, XAS-3) και τα αντίστοιχα βελτιστοποιημένα δεδομένα LCF (συμπαγή μαύρη γραμμή), καθώς και με τη μορφή φάσματα XAS-3 με πρότυπα Fe3O4 (μικτή κατάσταση Fe) και Fe2O3 (καθαρό Fe3+).
Ένας γραμμικός συνδυασμός προσαρμογής (LCF) των τριών προτύπων 40, 41, 48 χρησιμοποιήθηκε για να ποσοτικοποιηθεί η σύνθεση οξειδίου του σιδήρου.Το LCF εφαρμόστηκε για τρία επιλεγμένα φάσματα Fe L-Edge XAS που εμφανίζουν την υψηλότερη αντίθεση, δηλαδή τα XAS-1, XAS-2 και XAS-3, όπως φαίνεται στην Εικ. 4b–d.Για τα εξαρτήματα LCF, σε όλες τις περιπτώσεις λήφθηκε υπόψη το 10% Fe0 λόγω του γεγονότος ότι παρατηρήσαμε μια μικρή προεξοχή σε όλα τα δεδομένα, καθώς και λόγω του γεγονότος ότι ο μεταλλικός σίδηρος είναι το κύριο συστατικό του χάλυβα. Πράγματι, το βάθος δοκιμασίας του X-PEEM για Fe (~6 nm)49 είναι μεγαλύτερο από το εκτιμώμενο πάχος του στρώματος οξείδωσης (ελαφρώς > 4 nm), επιτρέποντας την ανίχνευση σήματος από τη μήτρα σιδήρου (Fe0) κάτω από το στρώμα παθητικοποίησης. Πράγματι, το βάθος δοκιμασίας του X-PEEM για Fe (~6 nm)49 είναι μεγαλύτερο από το εκτιμώμενο πάχος του στρώματος οξείδωσης (ελαφρώς > 4 nm), επιτρέποντας την ανίχνευση σήματος από τη μήτρα σιδήρου (Fe0) κάτω από το στρώμα παθητικοποίησης. Δευτερεύοντα, προηγουμένως X-PEEM για Fe (~ 6 nm) 49 περισσότερο, εάν προτείνεται η λέξη okislenia (κάτι > 4 nm), κάτι που υποστηρίζει την ενημέρωση του σιδηροδρομικού δικτύου (Free). Πράγματι, το βάθος του αισθητήρα X-PEEM για Fe (~6 nm)49 είναι μεγαλύτερο από το υποτιθέμενο πάχος του στρώματος οξείδωσης (ελαφρώς >4 nm), γεγονός που καθιστά δυνατή την ανίχνευση του σήματος από τη μήτρα σιδήρου (Fe0) κάτω από το στρώμα παθητικοποίησης.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慉（略厚度慉（略> 4 nm）化层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大 于 的 氧化层 厚溦 略 略 弉 4自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信塏 信塏信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполагаемая толщина оксидного слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Στην πραγματικότητα, το βάθος ανίχνευσης του Fe (~6 nm) 49 από το X-PEEM είναι μεγαλύτερο από το αναμενόμενο πάχος του στρώματος οξειδίου (ελαφρώς > 4 nm), το οποίο επιτρέπει την ανίχνευση του σήματος από τη μήτρα σιδήρου (Fe0) κάτω από το στρώμα παθητικοποίησης. .Πραγματοποιήθηκαν διάφοροι συνδυασμοί Fe2+ και Fe3+ για να βρεθεί η καλύτερη δυνατή λύση για τα παρατηρούμενα πειραματικά δεδομένα.Στο σχ.Το 4b δείχνει το φάσμα XAS-1 για το συνδυασμό Fe2+ και Fe3+, όπου οι αναλογίες των Fe2+ και Fe3+ ήταν παρόμοιες κατά περίπου 45%, υποδεικνύοντας μικτές καταστάσεις οξείδωσης του Fe.Ενώ για το φάσμα XAS-2, το ποσοστό των Fe2+ και Fe3+ γίνεται ~30% και 60%, αντίστοιχα.Το Fe2+ είναι μικρότερο από το Fe3+.Η αναλογία Fe2+ προς Fe3, ίση με 1:2, σημαίνει ότι το Fe3O4 μπορεί να σχηματιστεί με την ίδια αναλογία μεταξύ των ιόντων Fe.Επιπλέον, για το φάσμα XAS-3, το ποσοστό των Fe2+ και Fe3+ γίνεται ~10% και 80%, γεγονός που υποδηλώνει υψηλότερη μετατροπή του Fe2+ σε Fe3+.Όπως αναφέρθηκε παραπάνω, το Fe3+ μπορεί να προέρχεται από α-Fe2O3, γ-Fe2O3 ή Fe3O4.Για να κατανοήσουμε την πιο πιθανή πηγή Fe3+, το φάσμα XAS-3 σχεδιάστηκε με διαφορετικά πρότυπα Fe3+ στο Σχήμα 4e, δείχνοντας ομοιότητα και με τα δύο πρότυπα κατά την εξέταση της κορυφής Β.Ωστόσο, η ένταση των κορυφών ώμου (A: από Fe2+) και η αναλογία έντασης B/A δείχνουν ότι το φάσμα του XAS-3 είναι κοντινό, αλλά δεν συμπίπτει με το φάσμα του γ-Fe2O3.Σε σύγκριση με το χύμα γ-Fe2O3, η κορυφή Fe 2p XAS του A SDSS έχει ελαφρώς υψηλότερη ένταση (Εικ. 4e), που υποδηλώνει υψηλότερη ένταση Fe2+.Αν και το φάσμα του XAS-3 είναι παρόμοιο με αυτό του γ-Fe2O3, όπου το Fe3+ είναι παρόν στις θέσεις Oh και Td, η αναγνώριση διαφορετικών καταστάσεων σθένους και ο συντονισμός μόνο κατά μήκος της ακμής L2,3 ή της αναλογίας έντασης L2/L3 παραμένει πρόβλημα.θέμα συνεχούς συζήτησης λόγω της πολυπλοκότητας των διαφόρων παραγόντων που επηρεάζουν το τελικό φάσμα41.
Εκτός από τις φασματικές διαφορές στη χημική κατάσταση των επιλεγμένων περιοχών ενδιαφέροντος που περιγράφονται παραπάνω, η συνολική χημική ετερογένεια των βασικών στοιχείων Cr και Fe αξιολογήθηκε επίσης ταξινομώντας όλα τα φάσματα XAS που ελήφθησαν στην επιφάνεια του δείγματος χρησιμοποιώντας τη μέθοδο ομαδοποίησης K-means..Τα προφίλ ακμών Cr L έχουν ρυθμιστεί ώστε να σχηματίζουν δύο βέλτιστες ομάδες που κατανέμονται χωρικά στα δείγματα θερμής και ψυχρής έλασης που φαίνονται στα Σχ.5. Είναι σαφές ότι καμία τοπική δομική αλλαγή δεν γίνεται αντιληπτή ως παρόμοια, αφού τα δύο κεντροειδή των φασμάτων XAS Cr είναι συγκρίσιμα.Αυτά τα φασματικά σχήματα των δύο συστάδων είναι σχεδόν πανομοιότυπα με αυτά που αντιστοιχούν στο Cr2O342, πράγμα που σημαίνει ότι τα στρώματα Cr2O3 είναι σχετικά ομοιόμορφα τοποθετημένα στο SDSS.
Cr L K-σημαίνει συστάδες περιοχών ακμών και b είναι τα αντίστοιχα κεντροειδή XAS.Αποτελέσματα σύγκρισης K-means X-PEEM SDSS ψυχρής έλασης: c Cr L2.3 ακραία περιοχή συστάδων K-means και d αντίστοιχα κεντροειδή XAS.
Για την απεικόνιση πιο περίπλοκων χαρτών άκρων FeL, τέσσερις και πέντε βελτιστοποιημένες συστάδες και τα σχετικά κεντροειδή (φασματικά προφίλ) χρησιμοποιήθηκαν για δείγματα θερμής και ψυχρής έλασης, αντίστοιχα.Επομένως, το ποσοστό (%) των Fe2+ και Fe3+ μπορεί να ληφθεί με την προσαρμογή του LCF που φαίνεται στο Σχ.4.Το δυναμικό ψευδοηλεκτροδίου Epseudo ως συνάρτηση του Fe0 χρησιμοποιήθηκε για να αποκαλύψει τη μικροχημική ανομοιογένεια της επιφανειακής μεμβράνης οξειδίου.Το Epseudo υπολογίζεται χονδρικά από τον κανόνα της ανάμειξης,
όπου \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) ισούται με \(\rm{Fe} + 2e^ – \ έως \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 και 0,036 V, αντίστοιχα.Οι περιοχές με χαμηλότερο δυναμικό έχουν υψηλότερη περιεκτικότητα σε ένωση Fe3+.Η κατανομή δυναμικού σε θερμικά παραμορφωμένα δείγματα έχει στρωματικό χαρακτήρα με μέγιστη μεταβολή περίπου 0,119 V (Εικ. 6a, b).Αυτή η κατανομή δυναμικού σχετίζεται στενά με την τοπογραφία της επιφάνειας (Εικ. 6α).Δεν παρατηρήθηκαν άλλες αλλαγές που εξαρτώνται από τη θέση στο υποκείμενο ελαστικό εσωτερικό (Εικ. 6β).Αντίθετα, για τη σύνδεση ανόμοιων οξειδίων με διαφορετική περιεκτικότητα σε Fe2+ και Fe3+ σε SDSS ψυχρής έλασης, μπορεί κανείς να παρατηρήσει μια ανομοιόμορφη φύση του ψευδοδυναμικού (Εικ. 6c, d).Τα οξείδια Fe3+ και/ή τα (οξυ)υδροξείδια είναι τα κύρια συστατικά της σκουριάς στον χάλυβα και είναι διαπερατά από το οξυγόνο και το νερό50.Στην περίπτωση αυτή, τα νησιά πλούσια σε Fe3+ θεωρούνται ότι είναι τοπικά κατανεμημένα και μπορούν να θεωρηθούν ως διαβρωμένες περιοχές.Ταυτόχρονα, η κλίση στο πεδίο δυναμικού, και όχι η απόλυτη τιμή του δυναμικού, μπορεί να χρησιμοποιηθεί ως δείκτης για τον εντοπισμό ενεργών σημείων διάβρωσης.Αυτή η ανομοιόμορφη κατανομή των Fe2+ και Fe3+ στην επιφάνεια του SDSS ψυχρής έλασης μπορεί να αλλάξει την τοπική χημεία και να προσφέρει μια πιο πρακτική ενεργή επιφάνεια σε αντιδράσεις διάσπασης μεμβράνης οξειδίου και διάβρωσης, επιτρέποντας έτσι τη συνεχή διάβρωση της υποκείμενης μεταλλικής μήτρας, με αποτέλεσμα εσωτερική διάβρωση.ετερογένεια των ιδιοτήτων και μείωση των προστατευτικών ιδιοτήτων του στρώματος παθητικοποίησης.
K-σημαίνει συστάδες και αντίστοιχα κεντροειδή XAS στην περιοχή ακμής Fe L2.3 του θερμής παραμόρφωσης X-PEEM ac και df του SDSS ψυχρής έλασης.a, d K-σημαίνει διαγράμματα συμπλέγματος που επικαλύπτονται σε εικόνες X-PEEM.Το υπολογιζόμενο δυναμικό ψευδοηλεκτροδίου (Epseudo) αναφέρεται μαζί με το διάγραμμα συστάδας K-means.Η φωτεινότητα της εικόνας X-PEEM, όπως το χρώμα στο Σχ. 2, είναι ανάλογη με την ένταση απορρόφησης των ακτίνων Χ.
Το σχετικά ομοιόμορφο Cr αλλά η διαφορετική χημική κατάσταση του Fe οδηγεί σε διαφορετικές ζημιές μεμβράνης οξειδίου και μοτίβα διάβρωσης στο Ce-2507 θερμής και ψυχρής έλασης.Αυτή η ιδιότητα του Ce-2507 ψυχρής έλασης έχει μελετηθεί καλά.Όσον αφορά τον σχηματισμό οξειδίων και υδροξειδίων του Fe στον αέρα του περιβάλλοντος σε αυτό το σχεδόν ουδέτερο έργο, οι αντιδράσεις είναι οι εξής:
Οι παραπάνω αντιδράσεις συμβαίνουν στα ακόλουθα σενάρια με βάση την ανάλυση X-PEEM.Ένας μικρός ώμος που αντιστοιχεί σε Fe0 συνδέεται με τον υποκείμενο μεταλλικό σίδηρο.Η αντίδραση του μεταλλικού Fe με το περιβάλλον έχει ως αποτέλεσμα το σχηματισμό ενός στρώματος Fe(OH)2 (εξίσωση (5)), το οποίο ενισχύει το σήμα Fe2+ στο Fe L-Edge XAS.Η παρατεταμένη έκθεση στον αέρα μπορεί να οδηγήσει στο σχηματισμό οξειδίων Fe3O4 και/ή Fe2O3 μετά από Fe(OH)252,53.Δύο σταθερές μορφές Fe, Fe3O4 και Fe2O3, μπορούν επίσης να σχηματιστούν στο πλούσιο σε Cr3+ προστατευτικό στρώμα, εκ των οποίων το Fe3O4 προτιμά μια ομοιόμορφη και κολλώδη δομή.Η παρουσία και των δύο οδηγεί σε μικτές καταστάσεις οξείδωσης (φάσμα XAS-1).Το φάσμα XAS-2 αντιστοιχεί κυρίως στο Fe3O4.Ενώ η παρατήρηση των φασμάτων XAS-3 σε πολλά σημεία έδειξε πλήρη μετατροπή σε γ-Fe2O3.Δεδομένου ότι το βάθος διείσδυσης των ξεδιπλωμένων ακτίνων Χ είναι περίπου 50 nm, το σήμα από το κατώτερο στρώμα οδηγεί σε υψηλότερη ένταση της κορυφής Α.
Το φάσμα XPA δείχνει ότι το συστατικό Fe στο φιλμ οξειδίου έχει μια στρωματοποιημένη δομή σε συνδυασμό με ένα στρώμα οξειδίου του Cr.Σε αντίθεση με τα σημάδια παθητικοποίησης λόγω τοπικής ανομοιογένειας του Cr2O3 κατά τη διάβρωση, παρά την ομοιόμορφη στρώση του Cr2O3 σε αυτή την εργασία, παρατηρείται χαμηλή αντοχή στη διάβρωση σε αυτή την περίπτωση, ειδικά για δείγματα ψυχρής έλασης.Η παρατηρούμενη συμπεριφορά μπορεί να γίνει κατανοητή ως η ετερογένεια της κατάστασης χημικής οξείδωσης στο ανώτερο στρώμα (Fe), η οποία επηρεάζει την απόδοση διάβρωσης.Λόγω της ίδιας στοιχειομετρίας του ανώτερου στρώματος (οξείδιο του σιδήρου) και του κατώτερου στρώματος (οξείδιο του χρωμίου)52,53 η καλύτερη αλληλεπίδραση (προσκόλληση) μεταξύ τους οδηγεί σε αργή μεταφορά ιόντων μετάλλου ή οξυγόνου στο πλέγμα, γεγονός που με τη σειρά του οδηγεί σε αύξηση της αντοχής στη διάβρωση.Επομένως, μια συνεχής στοιχειομετρική αναλογία, δηλαδή μια κατάσταση οξείδωσης του Fe, είναι προτιμότερη από τις απότομες στοιχειομετρικές αλλαγές.Το θερμικά παραμορφωμένο SDSS έχει πιο ομοιόμορφη επιφάνεια, πιο πυκνό προστατευτικό στρώμα και καλύτερη αντοχή στη διάβρωση.Ενώ για το SDSS ψυχρής έλασης, η παρουσία νησιών πλούσιων σε Fe3+ κάτω από το προστατευτικό στρώμα παραβιάζει την ακεραιότητα της επιφάνειας και προκαλεί γαλβανική διάβρωση με το κοντινό υπόστρωμα, που οδηγεί σε απότομη πτώση της Rp (Πίνακας 1).Το φάσμα EIS και η αντίστασή του στη διάβρωση μειώνονται.Μπορεί να φανεί ότι η τοπική κατανομή των νησιών πλούσιων σε Fe3+ λόγω πλαστικής παραμόρφωσης επηρεάζει κυρίως την αντοχή στη διάβρωση, κάτι που αποτελεί σημαντική ανακάλυψη σε αυτή την εργασία.Έτσι, αυτή η μελέτη παρουσιάζει φασματοσκοπικές μικροσκοπικές εικόνες της μείωσης της αντοχής στη διάβρωση των δειγμάτων SDSS που μελετήθηκαν με τη μέθοδο της πλαστικής παραμόρφωσης.
Επιπλέον, αν και η κράμα με στοιχεία σπάνιων γαιών σε διφασικούς χάλυβες δείχνει καλύτερη απόδοση, η αλληλεπίδραση αυτού του πρόσθετου στοιχείου με μια μεμονωμένη μήτρα χάλυβα όσον αφορά τη συμπεριφορά διάβρωσης σύμφωνα με τα δεδομένα φασματοσκοπικής μικροσκοπίας παραμένει αδιευκρίνιστη.Η εμφάνιση σημάτων Ce (μέσω των άκρων XAS M) εμφανίζεται μόνο σε λίγα σημεία κατά τη διάρκεια της ψυχρής έλασης, αλλά εξαφανίζεται κατά τη θερμή παραμόρφωση του SDSS, υποδεικνύοντας τοπική καθίζηση Ce στη μήτρα χάλυβα, αντί για ομοιογενή κράμα.Αν και δεν βελτιώνει σημαντικά τις μηχανικές ιδιότητες του SDSS6,7, η παρουσία στοιχείων σπάνιων γαιών μειώνει το μέγεθος των εγκλεισμάτων και πιστεύεται ότι αναστέλλει τη δημιουργία κοιλοτήτων στην αρχική περιοχή54.
Συμπερασματικά, αυτή η εργασία αποκαλύπτει την επίδραση της επιφανειακής ετερογένειας στη διάβρωση του 2507 SDSS τροποποιημένου με δημήτριο ποσοτικοποιώντας το χημικό περιεχόμενο των συστατικών νανοκλίμακας.Απαντάμε στο ερώτημα γιατί ο ανοξείδωτος χάλυβας διαβρώνεται ακόμη και κάτω από ένα προστατευτικό στρώμα οξειδίου, ποσοτικοποιώντας τη μικροδομή, τη χημεία της επιφάνειας και την επεξεργασία του σήματος χρησιμοποιώντας τη ομαδοποίηση K-means.Έχει διαπιστωθεί ότι τα νησιά πλούσια σε Fe3+, συμπεριλαμβανομένου του οκταεδρικού και τετραεδρικού τους συντονισμού σε όλο το χαρακτηριστικό του μικτού Fe2+/Fe3+, είναι η πηγή βλάβης και διάβρωσης του φιλμ οξειδίου ψυχρής έλασης SDSS.Τα νανονήσια στα οποία κυριαρχεί το Fe3+ οδηγούν σε χαμηλή αντοχή στη διάβρωση ακόμη και με την παρουσία επαρκούς στοιχειομετρικής στρώσης παθητικοποίησης Cr2O3.Εκτός από τις μεθοδολογικές προόδους στον προσδιορισμό της επίδρασης της χημικής ετερογένειας νανοκλίμακας στη διάβρωση, οι συνεχιζόμενες εργασίες αναμένεται να εμπνεύσουν μηχανολογικές διαδικασίες για τη βελτίωση της αντίστασης στη διάβρωση των ανοξείδωτων χάλυβων κατά την κατασκευή χάλυβα.
Για την παρασκευή του πλινθώματος Ce-2507 SDSS που χρησιμοποιήθηκε σε αυτή τη μελέτη, μια μικτή σύνθεση που περιελάμβανε κύριο κράμα Fe-Ce σφραγισμένο με σωλήνα καθαρού σιδήρου τήχθηκε σε επαγωγικό κλίβανο μέσης συχνότητας 150 kg για να παραχθεί τετηγμένος χάλυβας και χύθηκε σε καλούπι.Οι μετρούμενες χημικές συνθέσεις (wt%) παρατίθενται στον Συμπληρωματικό Πίνακα 2. Τα πλινθώματα σφυρηλατούνται πρώτα εν θερμώ σε τεμάχια.Κατόπιν ανόπτεται στους 1050°C για 60 λεπτά για να ληφθεί χάλυβας σε κατάσταση στερεού διαλύματος, και στη συνέχεια σβήνεται σε νερό σε θερμοκρασία δωματίου.Τα δείγματα που μελετήθηκαν μελετήθηκαν λεπτομερώς χρησιμοποιώντας TEM και DOE για τη μελέτη των φάσεων, του μεγέθους των κόκκων και της μορφολογίας.Περισσότερες λεπτομερείς πληροφορίες σχετικά με τα δείγματα και τη διαδικασία παραγωγής μπορούν να βρεθούν σε άλλες πηγές6,7.
Επεξεργάστηκαν κυλινδρικά δείγματα (φ10 mm×15 mm) για θερμή συμπίεση, έτσι ώστε ο άξονας του κυλίνδρου να είναι παράλληλος με την κατεύθυνση παραμόρφωσης του μπλοκ.Η συμπίεση υψηλής θερμοκρασίας πραγματοποιήθηκε σε διάφορες θερμοκρασίες στην περιοχή 1000-1150°C χρησιμοποιώντας θερμικό προσομοιωτή Gleeble-3800 με σταθερό ρυθμό παραμόρφωσης στην περιοχή 0,01-10 s-1.Πριν από την παραμόρφωση, τα δείγματα θερμάνθηκαν με ρυθμό 10 °C s-1 για 2 λεπτά σε επιλεγμένη θερμοκρασία για να εξαλειφθεί η διαβάθμιση θερμοκρασίας.Μετά την επίτευξη ομοιομορφίας θερμοκρασίας, το δείγμα παραμορφώθηκε σε μια πραγματική τιμή παραμόρφωσης 0,7.Μετά την παραμόρφωση, τα δείγματα σβήστηκαν αμέσως με νερό για να διατηρηθεί η παραμορφωμένη δομή.Στη συνέχεια, το σκληρυμένο δείγμα κόβεται παράλληλα με την κατεύθυνση συμπίεσης.Για τη συγκεκριμένη μελέτη, επιλέξαμε ένα δείγμα με κατάσταση θερμής παραμόρφωσης 1050°C, 10 s-1 επειδή η παρατηρούμενη μικροσκληρότητα ήταν υψηλότερη από άλλα δείγματα7.
Ογκώδη (80 × 10 × 17 mm3) δείγματα του στερεού διαλύματος Ce-2507 χρησιμοποιήθηκαν σε έναν τριφασικό ασύγχρονο μύλο δύο κυλίνδρων LG-300 με τις καλύτερες μηχανικές ιδιότητες μεταξύ όλων των άλλων επιπέδων παραμόρφωσης6.Ο ρυθμός παραμόρφωσης και η μείωση του πάχους για κάθε διαδρομή είναι 0,2 m·s-1 και 5%, αντίστοιχα.
Ένας ηλεκτροχημικός σταθμός εργασίας Autolab PGSTAT128N χρησιμοποιήθηκε για ηλεκτροχημικές μετρήσεις SDSS μετά από ψυχρή έλαση έως 90% μείωση στο πάχος (1,0 ισοδύναμο πραγματική παραμόρφωση) και μετά από θερμή πίεση στους 1050°C για 10 s-1 σε πραγματική καταπόνηση 0,7.Ο σταθμός εργασίας έχει ένα στοιχείο τριών ηλεκτροδίων με ένα κορεσμένο ηλεκτρόδιο καλομέλας ως ηλεκτρόδιο αναφοράς, ένα αντίθετο ηλεκτρόδιο γραφίτη και ένα δείγμα SDSS ως ηλεκτρόδιο εργασίας.Τα δείγματα κόπηκαν σε κυλίνδρους διαμέτρου 11,3 mm, στις πλευρές των οποίων συγκολλήθηκαν χάλκινα σύρματα.Τα δείγματα στη συνέχεια στερεώθηκαν με εποξειδικό, αφήνοντας μια ανοιχτή επιφάνεια εργασίας 1 cm2 ως ηλεκτρόδιο εργασίας (κάτω πλευρά του κυλινδρικού δείγματος).Να είστε προσεκτικοί κατά τη σκλήρυνση του εποξειδικού και το επακόλουθο τρίψιμο και γυάλισμα για να αποφύγετε το ράγισμα.Οι επιφάνειες εργασίας αλέστηκαν και γυαλίστηκαν με αιώρημα γυαλίσματος διαμαντιού μεγέθους σωματιδίων 1 μm, πλύθηκαν με απεσταγμένο νερό και αιθανόλη και ξηράνθηκαν σε κρύο αέρα.Πριν από τις ηλεκτροχημικές μετρήσεις, τα γυαλισμένα δείγματα εκτέθηκαν στον αέρα για αρκετές ημέρες για να σχηματίσουν ένα φυσικό φιλμ οξειδίου.Ένα υδατικό διάλυμα FeCl3 (6,0 wt%), σταθεροποιημένο σε pH = 1,0 ± 0,01 με HCl σύμφωνα με τις συστάσεις της ASTM, χρησιμοποιείται για την επιτάχυνση της διάβρωσης του ανοξείδωτου χάλυβα55 επειδή είναι διαβρωτικό παρουσία ιόντων χλωρίου με ισχυρή οξειδωτική ικανότητα και χαμηλό pH πρότυπο G948.Βυθίστε το δείγμα στο διάλυμα δοκιμής για 1 ώρα για να φτάσει σχεδόν σε σταθερή κατάσταση πριν κάνετε οποιεσδήποτε μετρήσεις.Για δείγματα στερεού διαλύματος, θερμής έλασης και ψυχρής έλασης, πραγματοποιήθηκαν μετρήσεις σύνθετης αντίστασης σε δυναμικά ανοιχτού κυκλώματος (OPC) 0,39, 0,33 και 0,25 V, αντίστοιχα, στο εύρος συχνοτήτων από 1 105 έως 0,1 Hz με πλάτος 5 mV.Όλες οι χημικές δοκιμές επαναλήφθηκαν τουλάχιστον 3 φορές υπό τις ίδιες συνθήκες για να εξασφαλιστεί η αναπαραγωγιμότητα των δεδομένων.
Για τις μετρήσεις HE-SXRD, μετρήθηκαν ορθογώνια μπλοκ από χάλυβα διπλής όψης διαστάσεων 1 × 1 × 1,5 mm3 για να ποσοτικοποιηθεί η σύνθεση της φάσης της δέσμης ενός κυματιστή υψηλής ενέργειας Brockhouse στο CLS, Καναδάς56.Η συλλογή δεδομένων πραγματοποιήθηκε σε γεωμετρία Debye-Scherrer ή γεωμετρία μετάδοσης σε θερμοκρασία δωματίου.Το μήκος κύματος ακτίνων Χ που βαθμονομείται με τον βαθμονομητή LaB6 είναι 0,212561 Å, το οποίο αντιστοιχεί σε 58 keV, το οποίο είναι πολύ υψηλότερο από αυτό του Cu Kα (8 keV) που χρησιμοποιείται συνήθως ως πηγή εργαστηριακών ακτίνων Χ.Το δείγμα εντοπίστηκε σε απόσταση 740 mm από τον ανιχνευτή.Ο όγκος ανίχνευσης κάθε δείγματος είναι 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, ο οποίος καθορίζεται από το μέγεθος της δέσμης και το πάχος του δείγματος.Όλα τα δεδομένα συλλέχθηκαν χρησιμοποιώντας ανιχνευτή περιοχής Perkin Elmer, ανιχνευτή ακτίνων Χ επίπεδης οθόνης, 200 μm pixel, 40×40 cm2 χρησιμοποιώντας χρόνο έκθεσης 0,3 s και 120 καρέ.
Οι μετρήσεις X-PEEM δύο επιλεγμένων συστημάτων μοντέλων πραγματοποιήθηκαν στον τερματικό σταθμό Beamline MAXPEEM PEEM στο εργαστήριο MAX IV (Lund, Σουηδία).Τα δείγματα παρασκευάστηκαν με τον ίδιο τρόπο όπως για τις ηλεκτροχημικές μετρήσεις.Τα παρασκευασμένα δείγματα διατηρήθηκαν στον αέρα για αρκετές ημέρες και απαερώθηκαν σε θάλαμο υπερυψηλού κενού προτού ακτινοβοληθούν με φωτόνια σύγχροτρον.Η ανάλυση ενέργειας της γραμμής δέσμης ελήφθη με μέτρηση του φάσματος απόδοσης ιόντων στην περιοχή διέγερσης από n 1 s έως 1 \ (\ pi _g^ aSt \) κοντά στο HV = 401 eV σε n2 με την εξάρτηση της ενέργειας φωτονίων σε e3/2, 57. Επομένως, η ενεργειακή ανάλυση της γραμμής δέσμης υπολογίστηκε ότι είναι E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 και ροή ≈1012 ph/s χρησιμοποιώντας έναν τροποποιημένο μονοχρωμάτορα SX-700 με πλέγμα Si 1200 γραμμών mm−1 για τις άκρες Fe 2p L2,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,3,0,00, Μ4,5 άκρη. Επομένως, η ενεργειακή διακριτική ικανότητα της γραμμής δέσμης υπολογίστηκε ότι είναι E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 και ροή ≈1012 ph/s χρησιμοποιώντας έναν τροποποιημένο μονοχρωμάτορα SX-700 με πλέγμα Si 1200 γραμμών mm−1 για το πλέγμα Fe. Μ4,5 άκρη. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценето ως E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 και υποτοκ ≈1012 ф/σ για χρήση μοδιφωτισμου μονοχρωματορα SX-201 Site ка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 и кромка Ce M4,5. Έτσι, η ενεργειακή διακριτική ικανότητα του καναλιού δέσμης υπολογίστηκε ως E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 και ροή ≈1012 f/s χρησιμοποιώντας τροποποιημένο μονοχρωμάτορα SX-700 με πλέγμα Si 1200 γραμμών/mm για άκρο Fedge 2p L2,3,2p, L2p, L2p, Cr. 4.5.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，通远S为光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边Ce M4,3 边边缘因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S Ｘ0 为 为 δe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、Cr 2p L2.3 用 用Fe 2p L2.2 M4,5 λίρες.Έτσι, όταν χρησιμοποιείτε ένα τροποποιημένο μονοχρωματικό SX-700 με πλέγμα Si 1200 γραμμών.3, Cr edge 2p L2.3, Ni edge 2p L2.3 and Ce edge M4.5.Σάρωση ενέργειας φωτονίων σε βήματα 0,2 eV.Σε κάθε ενέργεια, οι εικόνες PEEM καταγράφηκαν χρησιμοποιώντας έναν ανιχνευτή TVIPS F-216 CMOS συνδεδεμένο με ίνες με 2 x 2 bins, ο οποίος παρέχει ανάλυση 1024 x 1024 pixel σε οπτικό πεδίο 20 μm.Ο χρόνος έκθεσης των εικόνων ήταν 0,2 δευτερόλεπτα, κατά μέσο όρο 16 καρέ.Η ενέργεια της εικόνας του φωτοηλεκτρονίου επιλέγεται με τέτοιο τρόπο ώστε να παρέχει το μέγιστο δευτερεύον σήμα ηλεκτρονίων.Όλες οι μετρήσεις πραγματοποιήθηκαν σε κανονική συχνότητα χρησιμοποιώντας μια γραμμικά πολωμένη δέσμη φωτονίων.Περισσότερες πληροφορίες σχετικά με τις μετρήσεις μπορείτε να βρείτε σε προηγούμενη μελέτη.Μετά τη μελέτη του τρόπου ανίχνευσης ολικής απόδοσης ηλεκτρονίων (TEY) και την εφαρμογή του στο X-PEEM49, το βάθος δοκιμής αυτής της μεθόδου εκτιμάται ότι είναι περίπου 4-5 nm για το σήμα Cr και περίπου 6 nm για το Fe.Το βάθος Cr είναι πολύ κοντά στο πάχος του φιλμ οξειδίου (~4 nm) 60,61 ενώ το βάθος Fe είναι μεγαλύτερο από το πάχος.Το XRD που συλλέγεται στην άκρη του Fe L είναι ένα μείγμα XRD οξειδίων του σιδήρου και Fe0 από τη μήτρα.Στην πρώτη περίπτωση, η ένταση των εκπεμπόμενων ηλεκτρονίων προέρχεται από όλους τους πιθανούς τύπους ηλεκτρονίων που συμβάλλουν στο TEY.Ωστόσο, ένα σήμα καθαρού σιδήρου απαιτεί υψηλότερη κινητική ενέργεια για να περάσουν τα ηλεκτρόνια μέσω του στρώματος οξειδίου στην επιφάνεια και να συλλεχθούν από τον αναλυτή.Σε αυτή την περίπτωση, το σήμα Fe0 οφείλεται κυρίως σε ηλεκτρόνια LVV Auger, καθώς και σε δευτερεύοντα ηλεκτρόνια που εκπέμπονται από αυτά.Επιπλέον, η ένταση TEY που συνεισφέρουν αυτά τα ηλεκτρόνια διασπάται κατά τη διάρκεια της διαδρομής διαφυγής ηλεκτρονίων, μειώνοντας περαιτέρω τη φασματική απόκριση Fe0 στον χάρτη XAS του σιδήρου.
Η ενσωμάτωση της εξόρυξης δεδομένων σε έναν κύβο δεδομένων (δεδομένα X-PEEM) είναι ένα βασικό βήμα για την εξαγωγή σχετικών πληροφοριών (χημικές ή φυσικές ιδιότητες) σε μια πολυδιάστατη προσέγγιση.Η ομαδοποίηση K-means χρησιμοποιείται ευρέως σε πολλά πεδία, όπως η μηχανική όραση, η επεξεργασία εικόνας, η αναγνώριση προτύπων χωρίς επίβλεψη, η τεχνητή νοημοσύνη και η ταξινομική ανάλυση.Για παράδειγμα, η ομαδοποίηση K-means είχε καλή απόδοση στη ομαδοποίηση δεδομένων υπερφασματικής εικόνας.Κατ 'αρχήν, για δεδομένα πολλαπλών χαρακτηριστικών, ο αλγόριθμος K-means μπορεί εύκολα να τα ομαδοποιήσει με βάση πληροφορίες σχετικά με τα χαρακτηριστικά τους (ιδιότητες ενέργειας φωτονίων).Η ομαδοποίηση K-means είναι ένας επαναληπτικός αλγόριθμος για τη διαίρεση των δεδομένων σε K μη επικαλυπτόμενες ομάδες (συστάδες), όπου κάθε pixel ανήκει σε ένα συγκεκριμένο σύμπλεγμα ανάλογα με τη χωρική κατανομή της χημικής ανομοιογένειας στη μικροδομική σύνθεση του χάλυβα.Ο αλγόριθμος K-means περιλαμβάνει δύο στάδια: στο πρώτο στάδιο, υπολογίζονται τα K centroids και στο δεύτερο στάδιο, σε κάθε σημείο εκχωρείται ένα σύμπλεγμα με γειτονικά centroids.Το κέντρο βάρους ενός συμπλέγματος ορίζεται ως ο αριθμητικός μέσος όρος των σημείων δεδομένων (φάσμα XAS) για αυτό το σύμπλεγμα.Υπάρχουν διάφορες αποστάσεις για να ορίσουμε τα γειτονικά κεντροειδή ως Ευκλείδεια απόσταση.Για μια εικόνα εισόδου px,y (όπου x και y είναι η ανάλυση σε pixel), το CK είναι το κέντρο βάρους του συμπλέγματος.Αυτή η εικόνα μπορεί στη συνέχεια να τμηματοποιηθεί (ομαδοποιηθεί) σε συμπλέγματα K χρησιμοποιώντας το K-means63.Τα τελικά βήματα του αλγόριθμου ομαδοποίησης K-means είναι:
Βήμα 2. Υπολογίστε τη συμμετοχή όλων των εικονοστοιχείων σύμφωνα με το τρέχον κέντρο.Για παράδειγμα, υπολογίζεται από την Ευκλείδεια απόσταση d μεταξύ του κέντρου και κάθε εικονοστοιχείου:
Βήμα 3 Αντιστοιχίστε κάθε pixel στο πλησιέστερο κέντρο.Στη συνέχεια, υπολογίστε ξανά τις θέσεις K κεντροειδούς ως εξής:
Βήμα 4. Επαναλάβετε τη διαδικασία (εξισώσεις (7) και (8)) μέχρι να συγκλίνουν τα κεντροειδή.Τα τελικά αποτελέσματα ποιότητας ομαδοποίησης συσχετίζονται ισχυρά με την καλύτερη επιλογή των αρχικών κεντροειδών.Για τη δομή δεδομένων PEEM των χαλύβδινων εικόνων, συνήθως το X (x × y × λ) είναι ένας κύβος δεδομένων τρισδιάστατης διάταξης, ενώ οι άξονες x και y αντιπροσωπεύουν χωρικές πληροφορίες (ανάλυση εικονοστοιχείων) και ο άξονας λ αντιστοιχεί σε ένα φωτόνιο.ενεργειακή φασματική εικόνα.Ο αλγόριθμος K-means χρησιμοποιείται για την εξερεύνηση περιοχών ενδιαφέροντος σε δεδομένα X-PEEM διαχωρίζοντας pixel (συστάδες ή υπομπλοκ) σύμφωνα με τα φασματικά χαρακτηριστικά τους και εξάγοντας τα καλύτερα κεντροειδή (φασματικά προφίλ XAS) για κάθε αναλύτη.σύμπλεγμα).Χρησιμοποιείται για τη μελέτη της χωρικής κατανομής, των τοπικών φασματικών αλλαγών, της συμπεριφοράς οξείδωσης και των χημικών καταστάσεων.Για παράδειγμα, ο αλγόριθμος ομαδοποίησης K-means χρησιμοποιήθηκε για περιοχές Fe L-Edge και Cr L-Edge σε X-PEEM θερμής και ψυχρής έλασης.Δοκιμάστηκαν διάφοροι αριθμοί K συστάδων (περιοχές μικροδομής) για να βρεθούν οι βέλτιστες συστάδες και κεντροειδή.Όταν εμφανίζονται αυτοί οι αριθμοί, τα εικονοστοιχεία εκχωρούνται εκ νέου στα αντίστοιχα κεντροειδή συμπλέγματος.Κάθε κατανομή χρώματος αντιστοιχεί στο κέντρο του συμπλέγματος, δείχνοντας τη χωρική διάταξη των χημικών ή φυσικών αντικειμένων.Τα εξαγόμενα κεντροειδή είναι γραμμικοί συνδυασμοί καθαρών φασμάτων.
Τα δεδομένα που υποστηρίζουν τα αποτελέσματα αυτής της μελέτης είναι διαθέσιμα κατόπιν εύλογου αιτήματος από τον εκάστοτε συγγραφέα του WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Ανθεκτικότητα σε θραύση ενός συγκολλημένου διπλού ανοξείδωτου χάλυβα. Sieurin, H. & Sandström, R. Ανθεκτικότητα σε θραύση ενός συγκολλημένου διπλού ανοξείδωτου χάλυβα. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Ανθεκτικότητα σε θραύση συγκολλημένου διπλού ανοξείδωτου χάλυβα. 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. Αντοχή στη θραύση συγκολλημένων ανοξείδωτων χάλυβων διπλής όψης.Βρετανία.Κλασματικό μέρος.γούνα.73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Αντοχή στη διάβρωση διπλού ανοξείδωτου χάλυβα σε επιλεγμένα οργανικά οξέα και περιβάλλοντα οργανικού οξέος/χλωρίου. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Αντοχή στη διάβρωση διπλού ανοξείδωτου χάλυβα σε επιλεγμένα οργανικά οξέα και περιβάλλοντα οργανικού οξέος/χλωρίου.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.και Van Der Merwe, J. Αντοχή στη διάβρωση διπλού ανοξείδωτου χάλυβα σε περιβάλλοντα με ορισμένα οργανικά οξέα και οργανικά οξέα/χλωρίδια. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环萞境 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相ανοξείδωτο ατσάλι在选定的οργανικό酸和οργανικό酸/χλωριωμένο περιβάλλον的耐而性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.και Van Der Merwe, J. Αντοχή στη διάβρωση διπλού ανοξείδωτου χάλυβα σε επιλεγμένα περιβάλλοντα οργανικών οξέων και οργανικών οξέων/χλωριδίων.συντηρητικό.Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et αϊ.Διαβρωτική-οξειδωτική συμπεριφορά κραμάτων διπλής όψης Fe-Al-Mn-C.Υλικά 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Νέα γενιά χάλυβων super duplex για εξοπλισμό παραγωγής φυσικού αερίου και πετρελαίου. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Νέα γενιά χάλυβων super duplex για εξοπλισμό παραγωγής φυσικού αερίου και πετρελαίου.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Νέα γενιά χάλυβων super duplex για εξοπλισμό παραγωγής πετρελαίου και φυσικού αερίου.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Νέα γενιά χάλυβων super duplex για εξοπλισμό παραγωγής φυσικού αερίου και πετρελαίου.Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Διερεύνηση συμπεριφοράς θερμής παραμόρφωσης διπλού ανοξείδωτου χάλυβα ποιότητας 2507. Μέταλλο. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Διερεύνηση συμπεριφοράς θερμής παραμόρφωσης διπλού ανοξείδωτου χάλυβα ποιότητας 2507. Μέταλλο. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Μεταλλ. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. A Study of Hot Deformation Behavior of Type 2507 Duplex Stainless Steel.Μεταλλικό. 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. and Utaisansuk, V. Διερεύνηση της συμπεριφοράς θερμής παραμόρφωσης του τύπου 2507 Duplex από ανοξείδωτο χάλυβα.Μέταλλο.alma mater.έκσταση.48, 95–108 (2017).
Zhou, Τ. et αϊ.Επίδραση της ελεγχόμενης ψυχρής έλασης στη μικροδομή και τις μηχανικές ιδιότητες του τροποποιημένου με δημήτριο super-duplex ανοξείδωτου χάλυβα SAF 2507.alma mater.η επιστήμη.Βρετανία.A 766, 138352 (2019).
Zhou, Τ. et αϊ.Δομικές και μηχανικές ιδιότητες που προκαλούνται από τη θερμική παραμόρφωση του τροποποιημένου με δημήτριο super-duplex ανοξείδωτου χάλυβα SAF 2507.J. Alma mater.δεξαμενή αποθήκευσης.τεχνολογία.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Επίδραση στοιχείων σπάνιων γαιών στη συμπεριφορά οξείδωσης υψηλής θερμοκρασίας του ωστενιτικού χάλυβα. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Επίδραση στοιχείων σπάνιων γαιών στη συμπεριφορά οξείδωσης υψηλής θερμοκρασίας του ωστενιτικού χάλυβα.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. και Zheng K. Επίδραση των στοιχείων σπάνιων γαιών στη συμπεριφορά του ωστενιτικού χάλυβα υπό οξείδωση υψηλής θερμοκρασίας. 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. και Zheng K. Επίδραση των στοιχείων σπάνιων γαιών στη συμπεριφορά των ωστενιτικών χάλυβων σε οξείδωση υψηλής θερμοκρασίας.κόρος.η επιστήμη.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effects of Ce on the microstructure and properties of 27Cr-3.8Mo-2Ni super-ferritic inox. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effects of Ce on the microstructure and properties of 27Cr-3.8Mo-2Ni super-ferritic inox.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. and Sun S. Επίδραση του Se στη μικροδομή και τις ιδιότητες των υπερφερριτικών ανοξείδωτων χάλυβων 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录 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Effects of Ce on the microstructure and properties of 27Cr-3.8Mo-2Ni super-steel inox. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Επίδραση Ce στη μικροδομή και ιδιότητες του υπερφερριτικού ανοξείδωτου χάλυβα 27Cr-3,8Mo-2Ni.Σιδερένιο σημάδι.Steelmak 47, 67–76 (2020).