Takk for at du besøker Nature.com. Nettleserversjonen du bruker har begrenset CSS-støtte. For best mulig opplevelse anbefaler vi at du bruker en oppdatert nettleser (eller deaktiverer kompatibilitetsmodus i Internet Explorer). I mellomtiden, for å sikre fortsatt støtte, vil vi gjengi nettstedet uten stiler og JavaScript.
Det mye brukte rustfrie stålet og dets smidde versjoner er motstandsdyktige mot korrosjon i omgivelsesforhold på grunn av passiveringslaget som består av kromoksid. Korrosjon og erosjon av stål er tradisjonelt assosiert med ødeleggelsen av disse lagene, men sjelden på mikroskopisk nivå, avhengig av opprinnelsen til overflateinhomogeniteten. I dette arbeidet dominerer den kjemiske heterogeniteten på nanoskalaoverflaten, oppdaget ved spektroskopisk mikroskopi og kjemometrisk analyse, uventet nedbrytningen og korrosjonen av kaldvalset ceriummodifisert superdupleks rustfritt stål 2507 (SDSS) under dets varme deformasjonsatferd. på den andre siden. Selv om røntgenfotoelektronmikroskopi viste relativt jevn dekning av det naturlige Cr2O3-laget, viste kaldvalset SDSS dårlige passiveringsresultater på grunn av den lokaliserte fordelingen av Fe3+-rike nanoøyer på Fe/Cr-oksidlaget. Denne kunnskapen på atomnivå gir en dyp forståelse av korrosjon i rustfritt stål og forventes å bidra til å bekjempe korrosjon av lignende høylegerte metaller.
Siden oppfinnelsen av rustfritt stål har korrosjonsmotstanden til ferrokromlegeringer blitt tilskrevet krom, som danner et sterkt oksid/oksyhydroksid som viser passiverende oppførsel i de fleste miljøer. Sammenlignet med konvensjonelle (austenittiske og ferritiske) rustfrie ståltyper har superdupleks rustfrie ståltyper (SDSS) med bedre korrosjonsmotstand overlegne mekaniske egenskaper1,2,3. Økt mekanisk styrke muliggjør lettere og mer kompakte design. I motsetning til dette har det økonomiske SDSS høy motstand mot gropkorrosjon og spaltekorrosjon, noe som resulterer i lengre levetid og bredere bruksområder innen forurensningskontroll, kjemiske beholdere og offshore olje- og gassindustrien4. Imidlertid hindrer det smale spekteret av varmebehandlingstemperaturer og dårlig formbarhet den brede praktiske anvendelsen. Derfor har SDSS blitt modifisert for å forbedre egenskapene ovenfor. For eksempel ble Ce-modifisering og høye tilsetninger av N6,7,8 introdusert i 2507 SDSS (Ce-2507). En passende konsentrasjon på 0,08 vekt% sjeldne jordartsmetaller (Ce) har en gunstig effekt på de mekaniske egenskapene til DSS, ettersom det forbedrer kornforfining og korngrensestyrke. Slitasje- og korrosjonsmotstand, strekkfasthet og flytegrense, og varmbearbeidbarhet har også blitt forbedret9. Store mengder nitrogen kan erstatte dyrt nikkelinnhold, noe som gjør SDSS mer kostnadseffektivt10.
Nylig har SDSS blitt plastisk deformert ved forskjellige temperaturer (lav temperatur, kald og varm) for å oppnå utmerkede mekaniske egenskaper6,7,8. Den utmerkede korrosjonsmotstanden til SDSS skyldes imidlertid tilstedeværelsen av en tynn oksidfilm på overflaten, som påvirkes av mange faktorer, som tilstedeværelsen av mange faser med forskjellige korngrenser, uønskede utfellinger og forskjellige reaksjoner. Den interne inhomogene mikrostrukturen til forskjellige austenittiske og ferritiske faser deformeres7. Derfor er studiet av mikrodomeneegenskapene til slike filmer på nivået av den elektroniske strukturen av avgjørende betydning for å forstå SDSS-korrosjon og krever komplekse eksperimentelle teknikker. Så langt skiller overflatefølsomme metoder som Auger-elektronspektroskopi11 og røntgenfotoelektronspektroskopi12,13,14,15, samt det harde røntgenfotoelektron-fotoelektronsystemet, men klarer ofte ikke å separere, de kjemiske tilstandene til det samme elementet på forskjellige punkter i rommet på nanoskalaen. Flere nyere studier har knyttet lokal oksidasjon av krom til den observerte korrosjonsatferden til 17 austenittiske rustfrie ståltyper, 18 martensittiske rustfrie ståltyper og SDSS 19, 20. Disse studiene har imidlertid hovedsakelig fokusert på effekten av Cr-heterogenitet (f.eks. Cr3+ oksidasjonstilstand) på korrosjonsbestandighet. Lateral heterogenitet i oksidasjonstilstandene til elementer kan være forårsaket av forskjellige forbindelser med de samme bestanddelene, for eksempel jernoksider. Disse forbindelsene arver en termomekanisk bearbeidet liten størrelse som ligger tett inntil hverandre, men varierer i sammensetning og oksidasjonstilstand 16,21. Derfor krever det å avdekke ødeleggelse av oksidfilmer og deretter gropdannelse en forståelse av overflateinhomogenitet på mikroskopisk nivå. Til tross for disse kravene mangler kvantitative vurderinger som lateral oksidasjonsheterogenitet, spesielt av jern på nano-/atomær skala, fortsatt, og deres betydning for korrosjonsbestandighet er fortsatt uutforsket. Inntil nylig ble den kjemiske tilstanden til ulike elementer, som Fe og Ca, kvantitativt beskrevet på stålprøver ved hjelp av myk røntgenfotoelektronmikroskopi (X-PEEM) i nanoskala synkrotronstrålingsanlegg. Kombinert med kjemisk sensitive røntgenabsorpsjonsspektroskopi (XAS)-teknikker muliggjør X-PEEM XAS-måling med høy romlig og spektral oppløsning, og gir kjemisk informasjon om elementsammensetningen og dens kjemiske tilstand med romlig oppløsning ned til nanometerskalaen 23. Denne spektroskopiske observasjonen av initieringsstedet under et mikroskop forenkler lokale kjemiske eksperimenter og kan romlig demonstrere tidligere uutforskede kjemiske endringer i Fe-laget.
Denne studien utvider fordelene med PEEM i å oppdage kjemiske forskjeller på nanoskala og presenterer en innsiktsfull overflateanalysemetode på atomnivå for å forstå korrosjonsatferden til Ce-2507. Den bruker K-means cluster kjemometriske data24 for å kartlegge den globale kjemiske sammensetningen (heterogeniteten) til de involverte elementene, med deres kjemiske tilstander presentert i en statistisk representasjon. I motsetning til det tradisjonelle tilfellet med korrosjon forårsaket av nedbrytning av kromoksidfilm, tilskrives den nåværende dårlige passiveringen og den dårlige korrosjonsmotstanden lokaliserte Fe3+-rike nanoøyer nær Fe/Cr-oksidlaget, noe som kan være et resultat av beskyttende oksider. På stedet for nedbrytningen dannes en film som forårsaker korrosjon.
Den korrosive oppførselen til deformert SDSS 2507 ble først evaluert ved hjelp av elektrokjemiske målinger. Figur 1 viser Nyquist- og Bode-kurvene for utvalgte prøver i sure (pH = 1) vandige løsninger av FeCl3 ved romtemperatur. Den valgte elektrolytten fungerer som et sterkt oksidasjonsmiddel, som karakteriserer passiveringsfilmens tendens til å brytes ned. Selv om materialet ikke gjennomgikk stabil gropkorrosjon ved romtemperatur, ga disse analysene innsikt i potensielle feilhendelser og etterkorrosjonsprosesser. Ekvivalentkretsen (figur 1d) ble brukt til å tilpasse elektrokjemiske impedansspektroskopi (EIS)-spektre, og de tilsvarende tilpasningsresultatene er vist i tabell 1. Ufullstendige halvsirkler dukket opp ved testing av løsningsbehandlede og varmbearbeidede prøver, mens de tilsvarende komprimerte halvsirklene ble kaldvalset (figur 1b). I EIS-spekteret kan halvsirkelradiusen betraktes som polarisasjonsmotstanden (Rp) 25,26. Rp-verdien for løsningsbehandlet SDSS i tabell 1 er omtrent 135 kΩ cm⁻², men for varmvalset og kaldvalset SDSS kan vi se mye lavere verdier på henholdsvis 34,7 og 2,1 kΩ cm⁻². Denne signifikante reduksjonen i Rp indikerer en skadelig effekt av plastisk deformasjon på passivering og korrosjonsbestandighet, som vist i tidligere rapporter 27, 28, 29, 30.
a Nyquist-, b- og c Bode-impedans- og fasediagrammer, og en ekvivalent kretsmodell for d, hvor RS er elektrolyttmotstanden, Rp er polarisasjonsmotstanden, og QCPE er det konstante faseelementoksidet som brukes til å modellere den ikke-ideelle kapasitansen (n). EIS-målingene ble utført ved tomgangspotensial.
Førsteordenskonstantene er vist i Bode-diagrammet, og høyfrekvensplatået representerer elektrolyttmotstanden RS26. Når frekvensen synker, øker impedansen, og en negativ fasevinkel finnes, noe som indikerer kapasitansdominans. Fasevinkelen øker, beholder sin maksimale verdi i et relativt bredt frekvensområde, og synker deretter (fig. 1c). Imidlertid er denne maksimale verdien fortsatt mindre enn 90° i alle tre tilfeller, noe som indikerer en ikke-ideell kapasitiv oppførsel på grunn av kapasitiv dispersjon. Dermed brukes QCPE-konstantfaseelementet (CPE) til å representere grensesnittkapasitansfordelingen avledet fra overflateruhet eller inhomogenitet, spesielt når det gjelder atomskala, fraktalgeometri, elektrodeporøsitet, ikke-uniformt potensial og overflateavhengig strømfordeling. Elektrodegeometri31,32. CPE-impedans:
hvor j er det imaginære tallet og ω er vinkelfrekvensen. QCPE er en frekvensuavhengig konstant proporsjonal med elektrolyttens aktive åpne areal. n er et dimensjonsløst effekttall som beskriver avviket fra den ideelle kapasitive oppførselen til en kondensator, dvs. jo nærmere n er 1, desto nærmere er CPE ren kapasitans, og hvis n er nær null, er det motstand. Et lite avvik på n, nær 1, indikerer ikke-ideell kapasitiv oppførsel til overflaten etter polarisasjonstesting. QCPE for kaldvalset SDSS er mye høyere enn lignende produkter, noe som betyr at overflatekvaliteten er mindre ensartet.
I samsvar med de fleste korrosjonsbestandighetsegenskapene til rustfritt stål, resulterer det relativt høye Cr-innholdet i SDSS generelt i overlegen korrosjonsbestandighet for SDSS på grunn av tilstedeværelsen av en passiv beskyttende oksidfilm på overflaten17. Denne passiverende filmen er vanligvis rik på Cr3+-oksider og/eller hydroksider, hovedsakelig integrert med Fe2+, Fe3+-oksider og/eller (oksy)hydroksider33. Til tross for samme overflateuniformitet, passiverende oksidlag og ingen synlig sprekk på overflaten, bestemt av mikroskopiske bilder,6,7 er korrosjonsatferden til varmvalset og kaldvalset SDSS forskjellig og krever derfor en grundig studie av deformasjonsmikrostrukturen og strukturelle egenskaper til stål.
Mikrostrukturen til deformert rustfritt stål ble kvantitativt undersøkt ved bruk av interne og synkrotron-høyenergi-røntgenstråler (tilleggsfigurer 1, 2). En detaljert analyse finnes i tilleggsinformasjonen. Selv om dette stort sett samsvarer med typen hovedfase, ble det funnet forskjeller i volumfraksjonene til fasene, som er listet opp i tilleggstabell 1. Forskjellen kan skyldes den heterogene fasefraksjonen på overflaten og volumfraksjonen (XRD) som er utsatt for ulik deteksjonsdybde ved bruk av røntgendiffraksjon med ulike energikilder for innfallende fotoner. Den relativt høyere andelen austenitt i kaldvalsede prøver, bestemt ved XRD fra en laboratoriekilde, indikerer bedre passivering og dermed bedre korrosjonsbestandighet35, mens mer nøyaktige og statistiske resultater indikerer motsatte trender i faseforhold. I tillegg avhenger korrosjonsbestandigheten til stål også av graden av kornforfining, kornstørrelsesreduksjon, økning i mikrodeformasjoner og dislokasjonstetthet som oppstår under termomekanisk behandling36,37,38. De varmbearbeidede prøvene viser en mer kornete natur, noe som indikerer korn i mikronstørrelse, mens de glatte ringene som observeres i de kaldvalsede prøvene (tilleggsfigur 3) indikerer betydelig kornforfining til nanoskala i tidligere arbeid6, noe som burde bidra til filmpassivering og økning av korrosjonsmotstand. Høyere dislokasjonstetthet er vanligvis assosiert med lavere motstand mot gropkorrosjon, noe som stemmer godt overens med elektrokjemiske målinger.
Endringer i de kjemiske tilstandene til mikrodomener av elementære elementer har blitt systematisk studert ved hjelp av X-PEEM. Til tross for overfloden av legeringselementer, ble Cr, Fe, Ni og Ce39 valgt her fordi Cr er nøkkelelementet for dannelsen av passiveringsfilmen, Fe er hovedelementet i stål, og Ni forsterker passiveringen og balanserer ferritt-austenittisk fasestruktur og formålet med å modifisere Ce. Ved å justere energien til synkrotronstrålingen ble RAS belagt fra overflaten med hovedtrekkene Cr (kant L2.3), Fe (kant L2.3), Ni (kant L2.3) og Ce (kant M4.5). Varmforming og kaldvalsing av Ce-2507 SDSS. Passende dataanalyse ble utført ved å inkorporere energikalibrering med publiserte data (f.eks. XAS 40, 41 på Fe L2, 3 kanter).
Figur 2 viser X-PEEM-bilder av varmbearbeidet (figur 2a) og kaldvalset (figur 2d) Ce-2507 SDSS og tilsvarende XAS-kanter av Cr og Fe L2,3 på individuelt merkede steder. L2,3-kanten av XAS undersøker de ubesatte 3d-tilstandene etter elektronfotoeksitasjon ved spinnbane-splittingsnivåene 2p3/2 (L3-kant) og 2p1/2 (L2-kant). Informasjon om valenstilstanden til Cr ble innhentet fra XAS ved L2,3-kanten i figur 2b, e. Sammenligning med dommere. 42,43 viste at fire topper ble observert nær L3-kanten, kalt A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) og D (582,2 eV), som reflekterer oktaedrisk Cr3+, som korresponderer med Cr2O3-ionet. De eksperimentelle spektrene stemmer overens med de teoretiske beregningene vist i panel b og e, hentet fra flere beregninger av krystallfeltet ved Cr L2.3-grensesnittet ved bruk av et krystallfelt på 2,0 eV44. Begge overflatene av varmvalset og kaldvalset SDSS er belagt med et relativt jevnt lag av Cr2O3.
Et X-PEEM termisk bilde av termisk deformert SDSS som korresponderer med b Cr L2.3-kanten og c Fe L2.3-kanten, d X-PEEM termisk bilde av kaldvalset SDSS som korresponderer med e Cr L2.3-kanten og f Fe L2.3-kantsiden (f). XAS-spektrene er plottet på forskjellige romlige posisjoner markert på termiske bilder (a, d), de oransje stiplede linjene i (b) og (e) representerer de simulerte XAS-spektrene av Cr3+ med en krystallfeltverdi på 2,0 eV. For X-PEEM-bilder, bruk en termisk palett for å forbedre bildelesbarheten, der farger fra blått til rødt er proporsjonale med intensiteten av røntgenabsorpsjonen (fra lav til høy).
Uavhengig av det kjemiske miljøet til disse metalliske elementene, forble den kjemiske tilstanden til tilsetningene av Ni- og Ce-legeringselementer uendret for begge prøvene. Tilleggstegning. Figur 5-9 viser X-PEEM-bilder og tilsvarende XAS-spektre for Ni og Ce på forskjellige posisjoner på overflaten av varmbearbeidede og kaldvalsede prøver. Ni XAS viser oksidasjonstilstandene til Ni2+ over hele den målte overflaten av varmbearbeidede og kaldvalsede prøver (tilleggsdiskusjon). Det skal bemerkes at XAS-signalet til Ce ikke ble observert for varmbearbeidede prøver, mens spekteret til Ce3+ ble observert for kaldvalsede prøver. Observasjonen av Ce-flekker i kaldvalsede prøver viste at Ce hovedsakelig opptrer i form av utfellinger.
I det termisk deformerte SDSS-et ble det ikke observert noen lokal strukturell endring i XAS ved FeL2,3-kanten (fig. 2c). Fe-matrisen endrer imidlertid sin kjemiske tilstand mikroregionalt på syv tilfeldig utvalgte punkter i det kaldvalsede SDSS-et, som vist i fig. 2f. I tillegg, for å få en nøyaktig ide om endringene i Fe-tilstanden på de utvalgte stedene i fig. 2f, ble det utført lokale overflatestudier (fig. 3 og tilleggsfig. 10) der mindre sirkulære områder ble valgt. XAS-spektrene til FeL2,3-kanten til α-Fe2O3-systemer og Fe2+-oktaedriske oksider ble modellert ved hjelp av flere krystallfeltberegninger ved bruk av krystallfelt på 1,0 (Fe2+) og 1,0 (Fe3+)44. Vi legger merke til at α-Fe₂O₃ og γ-Fe₂O₃ har forskjellige lokale symmetrier₂45,₂46, Fe₂O₄ har en kombinasjon av både Fe₂+ og Fe₂+,₂47, og FeO₄45 er et formelt toverdig Fe₂+-oksid (3d₆). Vi legger merke til at α-Fe₂O₃ og γ-Fe₂O₃ har forskjellige lokale symmetrier₂45,₂46, Fe₂O₄ har en kombinasjon av både Fe₂+ og Fe₂+,₂47, og FeO₄45 som et formelt toverdig Fe₂+-oksid (3d₆).Merk at α-Fe₂O₃ og γ-Fe₂O₃ har forskjellige lokale symmetrier45,46, Fe₃O₄ kombinerer både Fe₂+ og Fe₃+,47 og FeO₄5 i form av formelt toverdig oksid Fe₂+ (3d₆).Merk at α-Fe2O3 og γ-Fe2O3 har forskjellige lokale symmetrier45,46, Fe3O4 har en kombinasjon av Fe2+ og Fe3+,47 og FeO45 fungerer som et formelt divalent Fe2+-oksid (3d6). Alle Fe3+-ioner i α-Fe2O3 har bare Oh-posisjoner, mens γ-Fe2O3 vanligvis er representert av Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4-spinell med vakanser i eg-posisjoner. Derfor har Fe3+-ionene i γ-Fe2O3 både Td- og Oh-posisjoner. Som nevnt i en tidligere artikkel,45 selv om intensitetsforholdet mellom de to er forskjellig, er intensitetsforholdet eg/t2g ≈1, mens det observerte intensitetsforholdet eg/t2g i dette tilfellet er omtrent 1. Dette utelukker muligheten for at det i den nåværende situasjonen bare er Fe3+ tilstede. Når man ser på tilfellet med Fe3O4 med både Fe2+ og Fe3+, indikerer det første trekket, som er kjent for å ha en svakere (sterkere) L3-kant for Fe, et mindre (større) antall ubesatte t2g-tilstander. Dette gjelder Fe2+ (Fe3+), som viser at det første trekket ved økningen indikerer en økning i innholdet av Fe2+47. Disse resultatene viser at sameksistensen av Fe2+ og γ-Fe2O3, α-Fe2O3 og/eller Fe3O4 dominerer på den kaldvalsede overflaten av komposittene.
Forstørrede fotoelektron-termografibilder av XAS-spektrene (a, c) og (b, d) som krysser FeL2,3-kanten på forskjellige romlige posisjoner innenfor utvalgte områder 2 og E i figur 2d.
De innhentede eksperimentelle dataene (fig. 4a og tilleggsfig. 11) er plottet og sammenlignet med dataene for rene forbindelser 40, 41, 48. Tre forskjellige typer eksperimentelt observerte Fe L-kant XAS-spektre (XAS-1, XAS-2 og XAS-3: fig. 4a). Spesielt ble spektrum 2-a (betegnet som XAS-1) i fig. 3b etterfulgt av spektrum 2-b (merket XAS-2) observert over hele deteksjonsområdet, mens spektre som E-3 ble observert i figur 3d (merket XAS-3) ble observert på spesifikke steder. Som regel ble fire parametere brukt for å identifisere de eksisterende valenstilstandene i prøven som ble studert: (1) spektrale egenskaper L3 og L2, (2) energiposisjoner for egenskapene L3 og L2, (3) energiforskjell L3-L2, (4) L2/L3 intensitetsforhold. I følge visuelle observasjoner (fig. 4a) er alle tre Fe-komponentene, nemlig Fe0, Fe2+ og Fe3+, tilstede på SDSS-overflaten som studeres. Det beregnede intensitetsforholdet L2/L3 indikerte også tilstedeværelsen av alle tre komponentene.
Et simulert XAS-spektrum av Fe med observerte tre forskjellige eksperimentelle data (heltrukne linjer XAS-1, XAS-2 og XAS-3 korresponderer med 2-a, 2-b og E-3 i figur 2 og 3). Sammenligning av oktaedre Fe2+, Fe3+ med krystallfeltverdier på henholdsvis 1,0 eV og 1,5 eV, eksperimentelle data målt med bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) og tilsvarende optimaliserte LCF-data (heltrukne svarte linjer), og også i form av XAS-3-spektre med Fe3O4 (blandet tilstand av Fe) og Fe2O3 (ren Fe3+) standarder.
En lineær kombinasjonstilpasning (LCF) av de tre standardene 40, 41, 48 ble brukt til å kvantifisere jernoksidsammensetningen. LCF ble implementert for tre utvalgte Fe L-kant XAS-spektre som viste den høyeste kontrasten, nemlig XAS-1, XAS-2 og XAS-3, som vist i figur 4b–d. For LCF-fittings ble 10 % Fe0 tatt i betraktning i alle tilfeller på grunn av det faktum at vi observerte en liten avsats i alle data, og også på grunn av det faktum at metallisk jern er hovedkomponenten i stål. Faktisk er prøvedybden til X-PEEM for Fe (~6 nm)49 større enn den estimerte tykkelsen på oksidasjonslaget (litt > 4 nm), noe som tillater deteksjon av signal fra jernmatrisen (Fe0) under passiveringslaget. Faktisk er prøvedybden til X-PEEM for Fe (~6 nm)49 større enn den estimerte tykkelsen på oksidasjonslaget (litt > 4 nm), noe som tillater deteksjon av signal fra jernmatrisen (Fe0) under passiveringslaget. Действительно, пробная глубина X-PEEM for Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина слоя окисленог (неч окисления (>), позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Probens X-PEEM-dybde for Fe (~6 nm)49 er faktisk større enn den antatte tykkelsen på oksidasjonslaget (litt >4 nm), noe som gjør det mulig å detektere signalet fra jernmatrisen (Fe0) under passiveringslaget.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 nm）49 的检测深度大于估计的氧化层厚度（略> 4 nm），允许检测来自钝化层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 兮m 敥 煮> 4来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号信号 信号 信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM mer, чем предполагаемая толщидно огногосина > ( 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пассивирующего слоя. Faktisk er deteksjonsdybden av Fe (~6 nm) 49 med X-PEEM større enn den forventede tykkelsen på oksidlaget (litt > 4 nm), noe som tillater deteksjon av signalet fra jernmatrisen (Fe0) under passiveringslaget. .Ulike kombinasjoner av Fe2+ og Fe3+ ble utført for å finne den best mulige løsningen for de observerte eksperimentelle dataene. Figur 4b viser XAS-1-spekteret for kombinasjonen av Fe2+ og Fe3+, hvor proporsjonene av Fe2+ og Fe3+ var like med omtrent 45 %, noe som indikerer blandede oksidasjonstilstander for Fe. Mens for XAS-2-spekteret blir prosentandelen av Fe2+ og Fe3+ henholdsvis ~30 % og 60 %. Fe2+ er mindre enn Fe3+. Forholdet mellom Fe2+ og Fe3, som er lik 1:2, betyr at Fe3O4 kan dannes i samme forhold mellom Fe-ioner. I tillegg blir prosentandelen av Fe2+ og Fe3+ for XAS-3-spekteret ~10 % og 80 %, noe som indikerer en høyere konvertering av Fe2+ til Fe3+. Som nevnt ovenfor kan Fe3+ komme fra α-Fe2O3, γ-Fe2O3 eller Fe3O4. For å forstå den mest sannsynlige kilden til Fe3+, ble XAS-3-spekteret plottet med forskjellige Fe3+-standarder i figur 4e, noe som viser likhet mellom begge standardene når man vurderer B-toppen. Intensiteten til skuldertoppene (A: fra Fe2+) og B/A-intensitetsforholdet indikerer imidlertid at spekteret til XAS-3 er nært, men ikke sammenfaller med spekteret til γ-Fe2O3. Sammenlignet med bulk-γ-Fe2O3 har Fe2p XAS-toppen til A SDSS en litt høyere intensitet (figur 4e), noe som indikerer en høyere intensitet av Fe2+. Selv om spekteret til XAS-3 er likt det til γ-Fe2O3, hvor Fe3+ er tilstede i Oh- og Td-posisjonene, er identifisering av forskjellige valenstilstander og koordinering bare langs L2,3-kanten eller L2/L3-intensitetsforholdet fortsatt et problem, et tema for pågående diskusjon på grunn av kompleksiteten til de ulike faktorene som påvirker det endelige spekteret41.
I tillegg til de spektrale forskjellene i den kjemiske tilstanden til de utvalgte interesseområdene beskrevet ovenfor, ble den globale kjemiske heterogeniteten til nøkkelelementene Cr og Fe også vurdert ved å klassifisere alle XAS-spektre oppnådd på prøveoverflaten ved hjelp av K-means-klyngemetoden. Kantprofilene Cr L er satt til å danne to optimale klynger romlig fordelt i de varmbearbeidede og kaldvalsede prøvene vist i figur 5. Det er tydelig at ingen lokale strukturelle endringer oppfattes som like, siden de to sentroidene i XAS Cr-spektrene er sammenlignbare. Disse spektrale formene til de to klyngene er nesten identiske med de som tilsvarer Cr2O342, noe som betyr at Cr2O3-lagene er relativt jevnt fordelt på SDSS-en.
Cr L K-betyr kantregionsklynger, og b er de tilsvarende XAS-sentroidene. Resultater av K-betyr X-PEEM-sammenligning av kaldvalset SDSS: c Cr L2,3 kantregion av K-betyr klynger og d tilsvarende XAS-sentroider.
For å illustrere mer komplekse FeL-kantkart ble fire og fem optimaliserte klynger og deres tilhørende sentroider (spektralprofiler) brukt for henholdsvis varmbearbeidede og kaldvalsede prøver. Derfor kan prosentandelen (%) av Fe2+ og Fe3+ oppnås ved å tilpasse LCF vist i figur 4. Pseudoelektrodepotensialet Epseudo som en funksjon av Fe0 ble brukt til å avsløre den mikrokjemiske inhomogeniteten til overflateoksidfilmen. Epseudo er grovt estimert ved hjelp av blandingsregelen,
hvor \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) lik \(\rm{Fe} + 2e^ – \ til \rm {Fe}^{2 + (3 + )}\), henholdsvis 0,440 og 0,036 V. Regioner med lavere potensial har et høyere innhold av Fe3+-forbindelsen. Potensialfordelingen i termisk deformerte prøver har en lagdelt karakter med en maksimal endring på omtrent 0,119 V (fig. 6a, b). Denne potensialfordelingen er nært knyttet til overflatetopografien (fig. 6a). Ingen andre posisjonsavhengige endringer i det underliggende laminære interiøret ble observert (fig. 6b). Tvert imot, for forbindelsen av forskjellige oksider med ulikt innhold av Fe2+ og Fe3+ i kaldvalset SDSS, kan man observere en ikke-uniform natur av pseudopotensialet (fig. 6c, d). Fe3+-oksider og/eller (oksy)hydroksider er hovedbestanddelene i rust i stål og er permeable for oksygen og vann50. I dette tilfellet anses øyene som er rike på Fe3+ å være lokalt fordelt og kan betraktes som korroderte områder. Samtidig kan gradienten i potensialfeltet, snarere enn den absolutte verdien av potensialet, brukes som en indikator for lokalisering av aktive korrosjonssteder. Denne ujevne fordelingen av Fe2+ og Fe3+ på overflaten av kaldvalset SDSS kan endre den lokale kjemien og gi et mer praktisk aktivt overflateareal i oksidfilmnedbrytning og korrosjonsreaksjoner, og dermed muliggjøre kontinuerlig korrosjon av den underliggende metallmatrisen, noe som resulterer i intern korrosjon, heterogenitet i egenskaper og en reduksjon i de beskyttende egenskapene til det passiverende laget.
K-betyr klynger og tilsvarende XAS-sentroider i Fe L2.3-kantområdet til varmdeformert X-PEEM ac og df til kaldvalset SDSS. a, d K-betyr klyngeplott lagt over X-PEEM-bilder. Det beregnede pseudoelektrodepotensialet (Epseudo) er nevnt sammen med K-betyr klyngeplottet. Lysstyrken til X-PEEM-bildet, i likhet med fargen i figur 2, er proporsjonal med røntgenabsorpsjonsintensiteten.
Relativt ensartet Cr, men ulik kjemisk tilstand av Fe, fører til ulik oksidfilmskade og korrosjonsmønstre i varmvalset og kaldvalset Ce-2507. Denne egenskapen til kaldvalset Ce-2507 har blitt godt studert. Når det gjelder dannelsen av oksider og hydroksider av Fe i omgivelsesluften i dette nesten nøytrale arbeidet, er reaksjonene som følger:
Ovennevnte reaksjoner forekommer i følgende scenarier basert på X-PEEM-analyse. En liten skulder som tilsvarer Fe0 er assosiert med det underliggende metalliske jernet. Reaksjonen mellom metallisk Fe og miljøet resulterer i dannelsen av et Fe(OH)2-lag (ligning (5)), som forsterker Fe2+-signalet i Fe L-kanten XAS. Langvarig eksponering for luft kan føre til dannelse av Fe3O4- og/eller Fe2O3-oksider etter Fe(OH)252,53. To stabile former for Fe, Fe3O4 og Fe2O3, kan også dannes i det Cr3+-rike beskyttelseslaget, hvorav Fe3O4 foretrekker en jevn og klebrig struktur. Tilstedeværelsen av begge resulterer i blandede oksidasjonstilstander (XAS-1-spektrum). XAS-2-spekteret tilsvarer hovedsakelig Fe3O4. Mens observasjonen av XAS-3-spektre flere steder indikerte fullstendig konvertering til γ-Fe2O3. Siden penetrasjonsdybden til de utfoldede røntgenstrålene er omtrent 50 nm, resulterer signalet fra det nedre laget i en høyere intensitet av A-toppen.
XPA-spekteret viser at Fe-komponenten i oksidfilmen har en lagdelt struktur kombinert med et Cr-oksidlag. I motsetning til tegnene på passivering på grunn av lokal inhomogenitet av Cr2O3 under korrosjon, til tross for det ensartede laget av Cr2O3 i dette arbeidet, observeres lav korrosjonsmotstand i dette tilfellet, spesielt for kaldvalsede prøver. Den observerte oppførselen kan forstås som heterogeniteten i den kjemiske oksidasjonstilstanden i det øvre laget (Fe), noe som påvirker korrosjonsytelsen. På grunn av den samme støkiometrien til det øvre laget (jernoksid) og det nedre laget (kromoksid)52,53 fører bedre interaksjon (adhesjon) mellom dem til langsom transport av metall- eller oksygenioner i gitteret, noe som igjen fører til en økning i korrosjonsmotstanden. Derfor er et kontinuerlig støkiometrisk forhold, dvs. én oksidasjonstilstand av Fe, å foretrekke fremfor brå støkiometriske endringer. Det varmedeformerte SDSS-et har en mer ensartet overflate, et tettere beskyttende lag og bedre korrosjonsmotstand. For kaldvalset SDSS krenker derimot tilstedeværelsen av Fe3+-rike øyer under det beskyttende laget overflatens integritet og forårsaker galvanisk korrosjon med det nærliggende substratet, noe som fører til et kraftig fall i Rp (tabell 1). EIS-spekteret og dets korrosjonsmotstand reduseres. Det kan sees at den lokale fordelingen av Fe3+-rike øyer på grunn av plastisk deformasjon hovedsakelig påvirker korrosjonsmotstanden, noe som er et gjennombrudd i dette arbeidet. Denne studien presenterer derfor spektroskopiske mikroskopiske bilder av reduksjonen i korrosjonsmotstand for SDSS-prøver studert med plastisk deformasjonsmetoden.
I tillegg, selv om legering med sjeldne jordartsmetaller i tofasestål viser bedre ytelse, er interaksjonen mellom dette additive elementet og en individuell stålmatrise når det gjelder korrosjonsadferd i henhold til spektroskopiske mikroskopidata fortsatt unnvikende. Forekomsten av Ce-signaler (via XAS M-kanter) vises bare noen få steder under kaldvalsing, men forsvinner under varm deformasjon av SDSS, noe som indikerer lokal utfelling av Ce i stålmatrisen, snarere enn homogen legering. Selv om det ikke forbedrer de mekaniske egenskapene til SDSS6,7 betydelig, reduserer tilstedeværelsen av sjeldne jordartsmetaller størrelsen på inneslutningene og antas å hemme gropkorrosjon i det innledende området54.
Avslutningsvis beskriver dette arbeidet effekten av overflateheterogenitet på korrosjonen av 2507 SDSS modifisert med cerium ved å kvantifisere det kjemiske innholdet i nanoskalakomponenter. Vi svarer på spørsmålet om hvorfor rustfritt stål korroderer selv under et beskyttende oksidlag ved å kvantifisere dets mikrostruktur, overflatekjemi og signalbehandling ved hjelp av K-means-klynger. Det er fastslått at øyer rike på Fe3+, inkludert deres oktaedriske og tetraedriske koordinasjon langs hele trekket til blandet Fe2+/Fe3+, er kilden til skade og korrosjon av den kaldvalsede oksidfilmen SDSS. Nanoøyer dominert av Fe3+ fører til dårlig korrosjonsbestandighet selv i nærvær av et tilstrekkelig støkiometrisk Cr2O3-passiverende lag. I tillegg til metodologiske fremskritt i å bestemme effekten av kjemisk heterogenitet på nanoskala på korrosjon, forventes det at pågående arbeid vil inspirere til ingeniørprosesser for å forbedre korrosjonsbestandigheten til rustfritt stål under stålproduksjon.
For å fremstille Ce-2507 SDSS-barren som ble brukt i denne studien, ble en blandet sammensetning inkludert Fe-Ce-masterlegering forseglet med et rent jernrør smeltet i en 150 kg mediumfrekvens induksjonsovn for å produsere smeltet stål og helt i en form. De målte kjemiske sammensetningene (vekt%) er listet opp i tilleggstabell 2. Barrene smides først varm til blokker. Deretter ble de glødet ved 1050 °C i 60 minutter for å oppnå stål i fast løsning, og deretter bråkjølt i vann til romtemperatur. De studerte prøvene ble studert i detalj ved hjelp av TEM og DOE for å studere fasene, kornstørrelsen og morfologien. Mer detaljert informasjon om prøver og produksjonsprosess finnes i andre kilder6,7.
Sylindriske prøver (φ10 mm × 15 mm) for varmkompresjon ble behandlet slik at sylinderens akse var parallell med blokkens deformasjonsretning. Høytemperaturkompresjon ble utført ved forskjellige temperaturer i området 1000–1150 °C ved bruk av en Gleeble-3800 termisk simulator med en konstant tøyningshastighet i området 0,01–10 s⁻¹. Før deformasjon ble prøvene varmet opp med en hastighet på 10 °C s⁻¹ i 2 minutter ved en valgt temperatur for å eliminere temperaturgradienten. Etter å ha oppnådd temperaturjevnhet ble prøven deformert til en sann tøyningsverdi på 0,7. Etter deformasjon ble prøvene umiddelbart bråkjølt med vann for å bevare den deformerte strukturen. Den herdede prøven kuttes deretter parallelt med kompresjonsretningen. For denne spesifikke studien valgte vi en prøve med en varm tøyningstilstand på 1050 °C, 10 s⁻¹ fordi den observerte mikrohardheten var høyere enn andre prøver.
Massive (80 × 10 × 17 mm3) prøver av den faste Ce-2507-løsningen ble brukt i en LG-300 trefase asynkron tovalsemølle med de beste mekaniske egenskapene blant alle andre deformasjonsnivåer6. Tøyningshastigheten og tykkelsesreduksjonen for hver bane er henholdsvis 0,2 m·s-1 og 5 %.
En Autolab PGSTAT128N elektrokjemisk arbeidsstasjon ble brukt til SDSS elektrokjemiske målinger etter kaldvalsing til en 90 % reduksjon i tykkelse (1,0 ekvivalent sann tøyning) og etter varmpressing ved 1050 °C i 10 s⁻¹ til en sann tøyning på 0,7. Arbeidsstasjonen har en treelektrodecelle med en mettet kalomelelektrode som referanseelektrode, en grafittmotelektrode og en SDSS-prøve som arbeidselektrode. Prøvene ble kuttet til sylindere med en diameter på 11,3 mm, og kobbertråder ble loddet på sidene av disse. Prøvene ble deretter fiksert med epoksy, slik at et åpent arbeidsområde på 1 cm² ble etterlatt som arbeidselektrode (undersiden av den sylindriske prøven). Vær forsiktig under herding av epoksyen og påfølgende sliping og polering for å unngå sprekkdannelse. Arbeidsflatene ble slipt og polert med en diamantpoleringssuspensjon med en partikkelstørrelse på 1 μm, vasket med destillert vann og etanol og tørket i kald luft. Før elektrokjemiske målinger ble de polerte prøvene utsatt for luft i flere dager for å danne en naturlig oksidfilm. En vandig løsning av FeCl3 (6,0 vekt%), stabilisert til pH = 1,0 ± 0,01 med HCl i henhold til ASTM-anbefalinger, brukes til å akselerere korrosjonen av rustfritt stål55 fordi det er korrosivt i nærvær av kloridioner med sterk oksidasjonskapasitet og lav pH. Miljøstandardene G48 og A923. Senk prøven ned i testløsningen i 1 time for å oppnå nesten stabil tilstand før det foretas noen målinger. For prøver i fast løsning, varmformede og kaldvalsede prøver ble impedansmålinger utført ved åpen kretspotensial (OPC) på henholdsvis 0,39, 0,33 og 0,25 V, i frekvensområdet fra 1105 til 0,1 Hz med en amplitude på 5 mV. Alle kjemiske tester ble gjentatt minst 3 ganger under de samme forholdene for å sikre dataenes reproduserbarhet.
For HE-SXRD-målinger ble rektangulære dupleksstålblokker som målte 1 × 1 × 1,5 mm3 målt for å kvantifisere strålefasesammensetningen til en Brockhouse høyenergi-wiggler ved CLS, Canada56. Datainnsamlingen ble utført i Debye-Scherrer-geometri eller transmisjonsgeometri ved romtemperatur. Røntgenbølgelengden kalibrert med LaB6-kalibratoren er 0,212561 Å, som tilsvarer 58 keV, som er mye høyere enn for Cu Kα (8 keV) som vanligvis brukes som en laboratorierøntgenkilde. Prøven var plassert i en avstand på 740 mm fra detektoren. Deteksjonsvolumet for hver prøve er 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, som bestemmes av strålestørrelsen og prøvetykkelsen. Alle data ble samlet inn ved hjelp av en Perkin Elmer-arealdetektor, flatskjermrøntgendetektor, 200 µm piksler, 40 × 40 cm2 med en eksponeringstid på 0,3 s og 120 bilder.
X-PEEM-målinger av to utvalgte modellsystemer ble utført ved Beamline MAXPEEM PEEM-endestasjonen i MAX IV-laboratoriet (Lund, Sverige). Prøvene ble fremstilt på samme måte som for elektrokjemiske målinger. De fremstilte prøvene ble holdt i luft i flere dager og avgasset i et ultrahøyt vakuumkammer før de ble bestrålt med synkrotronfotoner. Energioppløsningen til strålelinjen ble oppnådd ved å måle ioneutbyttespekteret i eksitasjonsområdet fra N1s til 1(τ/g₃ast) nær hv = 401 eV i N2 med avhengigheten av fotonenergien på E3/2, 57. Tilnærmingsspektre ga ΔE (bredden på spektrallinjen) på omtrent 0,3 eV i det målte energiområdet. Derfor ble strålelinjens energioppløsning estimert til å være E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 og fluks ≈1012 ph/s ved å bruke en modifisert SX-700 monokromator med et Si 1200-linjers mm−1-gitter for Fe 2p L2,3-kanten, Cr 2p L2,3-kanten, Ni 2p L2,3-kanten og Ce M4,5-kanten. Derfor ble strålelinjens energioppløsning estimert til å være E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 og fluks ≈1012 ph/s ved å bruke en modifisert SX-700 monokromator med et Si 1200-linjers mm−1-gitter for 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 оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВоВи 2000/0ки > 2000/0ки при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 штрихов/мм для Fe кромка 2p L2,2, Cr 2p L2,2, Cr кромка Ni 2p L2,3 og кромка Ce M4,5. Dermed ble energioppløsningen til strålekanalen estimert til E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 og fluks ≈1012 f/s ved bruk av en modifisert 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≈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈扈䉈䉈估 ph/sＸ通蔽訿訿通i稿訿通］通i 1200 线mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、瘼 L2,Ni 2p M边缘.因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0.3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S ，带有 1200 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、C 边缘、C 边缘、C. 2p L2.3 边缘和Ce M4.5 边缘.Når man bruker en modifisert SX-700 monokromator med et 1200-linjers Si-gitter, er det dermed mulig å bruke Cr-kant 2p L2,3, Ni-kant 2p L2,3 og Ce-kant M4,5.Skann fotonenergi i trinn på 0,2 eV. Ved hver energi ble PEEM-bilder tatt opp med en fiberkoblet TVIPS F-216 CMOS-detektor med 2 x 2 binger, som gir en oppløsning på 1024 x 1024 piksler i et synsfelt på 20 µm. Eksponeringstiden for bildene var 0,2 s, med et gjennomsnitt på 16 bilder. Fotoelektronbildeenergien er valgt på en slik måte at den gir maksimalt sekundærelektronsignal. Alle målinger ble utført ved normal innfallsvinkel ved bruk av en lineært polarisert fotonstråle. Mer informasjon om målinger finnes i en tidligere studie. Etter å ha studert deteksjonsmodusen for totalt elektronutbytte (TEY) og dens anvendelse i X-PEEM49, er prøvedybden for denne metoden estimert til å være omtrent 4–5 nm for Cr-signalet og omtrent 6 nm for Fe. Cr-dybden er svært nær tykkelsen på oksidfilmen (~4 nm)60,61, mens Fe-dybden er større enn tykkelsen. XRD samlet inn ved kanten av Fe₂L er en blanding av XRD av jernoksider og Fe₂ fra matrisen. I det første tilfellet kommer intensiteten til de utsendte elektronene fra alle mulige typer elektroner som bidrar til TEY. Imidlertid krever et rent jernsignal høyere kinetisk energi for at elektronene skal passere gjennom oksidlaget til overflaten og bli samlet inn av analysatoren. I dette tilfellet skyldes Fe₂-signalet hovedsakelig LVV Auger-elektroner, samt sekundære elektroner som sendes ut av dem. I tillegg avtar TEY-intensiteten som bidras av disse elektronene under elektronenes unnslippningsvei, noe som ytterligere reduserer Fe₂-spektralresponsen i jernets XAS-kart.
Å integrere datautvinning i en datakube (X-PEEM-data) er et viktig trinn i å utvinne relevant informasjon (kjemiske eller fysiske egenskaper) i en flerdimensjonal tilnærming. K-means-klynging er mye brukt på flere felt, inkludert maskinsyn, bildebehandling, uovervåket mønstergjenkjenning, kunstig intelligens og klassifikasjonsanalyse. For eksempel har K-means-klynging fungert bra i klynging av hyperspektrale bildedata. I prinsippet kan K-means-algoritmen enkelt gruppere data med flere funksjoner basert på informasjon om deres attributter (fotonenergiegenskaper). K-means-klynging er en iterativ algoritme for å dele data inn i K ikke-overlappende grupper (klynger), der hver piksel tilhører en bestemt klynge avhengig av den romlige fordelingen av kjemisk inhomogenitet i den mikrostrukturelle sammensetningen av stål. K-means-algoritmen inkluderer to trinn: i det første trinnet beregnes K sentroider, og i det andre trinnet tildeles hvert punkt en klynge med nærliggende sentroider. Tyngdepunktet til en klynge er definert som det aritmetiske gjennomsnittet av datapunktene (XAS-spekteret) for den klyngen. Det finnes forskjellige avstander for å definere nabosentroider som euklidsk avstand. For et inngangsbilde av px,y (der x og y er oppløsningen i piksler), er CK tyngdepunktet til klyngen; dette bildet kan deretter segmenteres (grupperes) i K klynger ved hjelp av K-means63. De siste trinnene i K-means-klyngealgoritmen er:
Trinn 2. Beregn medlemskapet til alle piksler i henhold til gjeldende tyngdepunkt. For eksempel beregnes det fra den euklidske avstanden d mellom sentrum og hver piksel:
Trinn 3 Tilordne hver piksel til nærmeste tyngdepunkt. Beregn deretter K tyngdepunktsposisjoner på nytt som følger:
Trinn 4. Gjenta prosessen (ligning (7) og (8)) til sentroidene konvergerer. De endelige resultatene av klyngekvaliteten er sterkt korrelert med det beste valget av initiale sentroider. For PEEM-datastrukturen til stålbilder er X (x × y × λ) vanligvis en kube av 3D-matrisedata, mens x- og y-aksene representerer romlig informasjon (pikseloppløsning) og λ-aksen tilsvarer et fotonenergispektralbilde. K-means-algoritmen brukes til å utforske områder av interesse i X-PEEM-data ved å separere piksler (klynger eller underblokker) i henhold til deres spektrale egenskaper og trekke ut de beste sentroidene (XAS-spektralprofiler) for hver analyttklynge. Den brukes til å studere romlig fordeling, lokale spektrale endringer, oksidasjonsatferd og kjemiske tilstander. For eksempel ble K-means-klyngealgoritmen brukt for FeL-kant- og CrL-kantområder i varmbearbeidet og kaldvalset X-PEEM. Ulike antall K-klynger (mikrostrukturområder) ble testet for å finne de optimale klyngene og sentroidene. Når disse tallene vises, tilordnes pikslene til de tilsvarende klyngetentroidene. Hver fargefordeling tilsvarer sentrum av klyngen, og viser den romlige ordningen av kjemiske eller fysiske objekter. De ekstraherte sentroidene er lineære kombinasjoner av rene spektre.
Data som støtter resultatene av denne studien er tilgjengelige på rimelig forespørsel fra den respektive WC-forfatteren.
Sieurin, H. & Sandström, R. Bruddseighet til et sveiset dupleks rustfritt stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Bruddseighet til et sveiset dupleks rustfritt stål. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Bruddseighet i sveiset dupleks rustfritt 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. Bruddseighet i sveisede duplekse rustfrie ståltyper.Britannia. Brøkdel. fur. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH og Van Der Merwe, J. Korrosjonsbestandighet av dupleks rustfritt stål i utvalgte organiske syrer og organiske syre/klorid-miljøer. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH og Van Der Merwe, J. Korrosjonsbestandighet av dupleks rustfritt stål i utvalgte organiske syrer og organiske syre/klorid-miljøer.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. og Van Der Merwe, J. Korrosjonsbestandighet av dupleks rustfritt stål i miljøer med noen organiske syrer og organiske syrer/klorider. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相rustfritt stål在选定的organisk酸和organisk酸/klorert miljø的耐而性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. og Van Der Merwe, J. Korrosjonsbestandighet av dupleks rustfritt stål i utvalgte miljøer med organiske syrer og organiske syrer/klorider.konserveringsmiddel. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al. Korrosjonsoksidativ oppførsel av Fe-Al-Mn-C duplekslegeringer. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. og Balikoev, A. Ny generasjon superdupleksstål for utstyrsgass- og oljeproduksjon. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. og Balikoev, A. Ny generasjon superdupleksstål for utstyrsgass- og oljeproduksjon.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Ny generasjon superdupleksstål for olje- og gassproduksjonsutstyr.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Ny generasjon superdupleksstål for gass- og oljeproduksjonsutstyr. Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. og Uthaisangsuk, V. Undersøkelse av varmdeformasjonsatferd for dupleks rustfritt stål av kvalitet 2507. Metall. Kingklang, S. og Uthaisangsuk, V. Undersøkelse av varmdeformasjonsatferd for dupleks rustfritt stål av kvalitet 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Kingklang, S. og Uthaisangsuk, V. En studie av varmdeformasjonsatferd av dupleks rustfritt stål type 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究。Kingklang, S. og Utaisansuk, V. Undersøkelse av varmdeformasjonsatferd hos dupleks rustfritt stål av type 2507. Metall.alma mater. trance. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Effekt av kontrollert kaldvalsing på mikrostrukturen og de mekaniske egenskapene til ceriummodifisert superdupleks SAF 2507 rustfritt stål. alma mater. the science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Strukturelle og mekaniske egenskaper indusert av termisk deformasjon av ceriummodifisert superdupleks SAF 2507 rustfritt stål. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. og Zheng, K. Effekt av sjeldne jordartsmetaller på oksidasjonsatferd ved høy temperatur hos austenittisk stål. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. og Zheng, K. Effekt av sjeldne jordartsmetaller på oksidasjonsatferd ved høy temperatur hos austenittisk stål.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. og Zheng K. Innflytelse av sjeldne jordartsmetaller på oppførselen til austenittisk stål under oksidasjon ved høy 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. Innflytelse av sjeldne jordartsmetaller på oppførselen til austenittiske stål ved høytemperaturoksidasjon.Koros. Vitenskapen. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. og Sun, S. Effekter av Ce på mikrostrukturen og egenskapene til 27Cr-3,8Mo-2Ni superferritiske rustfrie ståltyper. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. og Sun, S. Effekter av Ce på mikrostrukturen og egenskapene til 27Cr-3,8Mo-2Ni superferritiske rustfrie ståltyper.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. og Sun S. Ses innflytelse på mikrostrukturen og egenskapene til superferritiske rustfrie ståltyper 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能嚄和性能嚄和怽能的和 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. og Sun, S. Effekter av Ce på mikrostrukturen og egenskapene til 27Cr-3,8Mo-2Ni superstål i rustfritt stål. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеющей стали 3,7C. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. og Sun, S. Effekt av Ce på mikrostruktur og egenskaper til superferritisk rustfritt stål 27Cr-3,8Mo-2Ni.Jernskilt. Steelmak 47, 67–76 (2020).