Gràcies per visitar Nature.com. La versió del navegador que esteu utilitzant té compatibilitat limitada amb CSS. Per a una millor experiència, us recomanem que utilitzeu un navegador actualitzat (o que desactiveu el mode de compatibilitat a l'Internet Explorer). Mentrestant, per garantir el suport continu, renderem el lloc web sense estils ni JavaScript.
L'acer inoxidable àmpliament utilitzat i les seves versions forjades són resistents a la corrosió en condicions ambientals a causa de la capa de passivació que consisteix en òxid de crom. La corrosió i l'erosió de l'acer s'associen tradicionalment amb la destrucció d'aquestes capes, però rarament a nivell microscòpic, depenent de l'origen de la inhomogeneïtat superficial. En aquest treball, l'heterogeneïtat química superficial a nanoescala detectada per microscòpia espectroscòpica i anàlisi quimiomètrica domina inesperadament la descomposició i la corrosió de l'acer inoxidable superdúplex modificat amb ceri laminat en fred 2507 (SDSS) durant el seu comportament de deformació en calent. Tot i que la microscòpia fotoelectrònica de raigs X va mostrar una cobertura relativament uniforme de la capa natural de Cr2O3, l'SDSS laminat en fred va mostrar resultats de passivació deficients a causa de la distribució localitzada de nanoilles riques en Fe3+ a la capa d'òxid de Fe/Cr. Aquest coneixement a nivell atòmic proporciona una comprensió profunda de la corrosió de l'acer inoxidable i s'espera que ajudi a combatre la corrosió de metalls similars d'alta aleació.
Des de la invenció de l'acer inoxidable, la resistència a la corrosió dels aliatges de ferrocrom s'ha atribuït al crom, que forma un òxid/oxihidròxid fort que presenta un comportament passivant en la majoria d'entorns. En comparació amb els acers inoxidables convencionals (austenítics i ferrítics), els acers inoxidables superdúplex (SDSS) amb una millor resistència a la corrosió tenen propietats mecàniques superiors1,2,3. Una major resistència mecànica permet dissenys més lleugers i compactes. En canvi, l'econòmic SDSS té una alta resistència a la corrosió per picadura i esquerdes, la qual cosa resulta en una vida útil més llarga i aplicacions més àmplies en el control de la contaminació, els contenidors químics i la indústria petroliera i gasística en alta mar4. Tanmateix, l'estret rang de temperatures de tractament tèrmic i la mala conformabilitat dificulten la seva àmplia aplicació pràctica. Per tant, l'SDSS s'ha modificat per millorar les propietats anteriors. Per exemple, la modificació de Ce i les altes addicions de N 6, 7, 8 es van introduir al SDSS 2507 (Ce-2507). Una concentració adequada del 0,08% en pes d'elements de terres rares (Ce) té un efecte beneficiós sobre les propietats mecàniques del DSS, ja que millora el refinament del gra i la resistència del límit de gra. També s'ha millorat la resistència al desgast i la corrosió, la resistència a la tracció i el límit elàstic, i la treballabilitat en calent9. Grans quantitats de nitrogen poden substituir el contingut de níquel, cosa que fa que el SDSS sigui més rendible10.
Recentment, l'SDSS s'ha deformat plàsticament a diverses temperatures (baixa temperatura, fred i calor) per aconseguir excel·lents propietats mecàniques6,7,8. Tanmateix, l'excel·lent resistència a la corrosió de l'SDSS es deu a la presència d'una fina pel·lícula d'òxid a la superfície, que es veu afectada per molts factors, com ara la presència de moltes fases amb diferents límits de gra, precipitats no desitjats i diferents reaccions. La microestructura interna heterogènia de diverses fases austenítiques i ferrítiques es deforma7. Per tant, l'estudi de les propietats dels microdominis d'aquestes pel·lícules a nivell de l'estructura electrònica és de crucial importància per comprendre la corrosió de l'SDSS i requereix tècniques experimentals complexes. Fins ara, els mètodes sensibles a la superfície com l'espectroscòpia d'electrons Auger11 i l'espectroscòpia de fotoelectrons de raigs X12,13,14,15, així com el sistema de fotoelectrons de raigs X durs, distingeixen, però sovint no aconsegueixen separar, els estats químics del mateix element en diferents punts de l'espai a la nanoescala. Diversos estudis recents han relacionat l'oxidació local del crom amb el comportament de corrosió observat de 17 acers inoxidables austenítics, 18 acers inoxidables martensítics i SDSS 19, 20. Tanmateix, aquests estudis s'han centrat principalment en l'efecte de l'heterogeneïtat del Cr (per exemple, l'estat d'oxidació del Cr3+) sobre la resistència a la corrosió. L'heterogeneïtat lateral en els estats d'oxidació dels elements pot ser causada per diferents compostos amb els mateixos elements constituents, com ara els òxids de ferro. Aquests compostos hereten una mida petita processada termomecànicament molt adjacent entre si, però difereixen en composició i estat d'oxidació 16,21. Per tant, revelar la destrucció de les pel·lícules d'òxid i després la picadura requereix una comprensió de la inhomogeneïtat superficial a nivell microscòpic. Malgrat aquests requisits, encara falten avaluacions quantitatives com l'heterogeneïtat de l'oxidació lateral, especialment del ferro a escala nano/atòmica, i la seva importància per a la resistència a la corrosió continua sense explorar. Fins fa poc, l'estat químic de diversos elements, com el Fe i el Ca, es descrivia quantitativament en mostres d'acer mitjançant microscòpia fotoelectrònica de raigs X suaus (X-PEEM) en instal·lacions de radiació de sincrotró a nanoescala. Combinada amb tècniques d'espectroscòpia d'absorció de raigs X (XAS) químicament sensibles, la X-PEEM permet el mesurament XAS amb alta resolució espacial i espectral, proporcionant informació química sobre la composició elemental i el seu estat químic amb una resolució espacial de fins a l'escala nanomètrica23. Aquesta observació espectroscòpica del lloc d'iniciació sota un microscopi facilita els experiments químics locals i pot demostrar espacialment canvis químics prèviament inexplorats a la capa de Fe.
Aquest estudi estén els avantatges del PEEM en la detecció de diferències químiques a nanoescala i presenta un mètode perspicaç d'anàlisi de superfícies a nivell atòmic per comprendre el comportament de corrosió del Ce-2507. Utilitza dades quimiomètriques de clústers K-means24 per cartografiar la composició química global (heterogeneïtat) dels elements implicats, amb els seus estats químics presentats en una representació estadística. A diferència del cas tradicional de corrosió causada per la ruptura de la pel·lícula d'òxid de crom, la baixa passivació actual i la baixa resistència a la corrosió s'atribueixen a nanoilles localitzades riques en Fe3+ prop de la capa d'òxid de Fe/Cr, que poden ser el resultat d'òxids protectors. En el lloc de la ruptura, es forma una pel·lícula que causa corrosió.
El comportament corrosiu de l'SDSS 2507 deformat es va avaluar primer mitjançant mesures electroquímiques. A la figura 1 es mostren les corbes de Nyquist i Bode per a mostres seleccionades en solucions aquoses àcides (pH = 1) de FeCl3 a temperatura ambient. L'electròlit seleccionat actua com un fort agent oxidant, caracteritzant la tendència de la pel·lícula de passivació a trencar-se. Tot i que el material no va patir picadures estables a temperatura ambient, aquestes anàlisis van proporcionar informació sobre possibles esdeveniments de fallada i processos postcorrosió. El circuit equivalent (Fig. 1d) es va utilitzar per ajustar els espectres d'espectroscòpia d'impedància electroquímica (EIS), i els resultats de l'ajust corresponents es mostren a la taula 1. Van aparèixer semicercles incomplets en provar les mostres tractades en solució i treballades en calent, mentre que els semicercles comprimits corresponents es van laminar en fred (Fig. 1b). A l'espectre EIS, el radi del semicercle es pot considerar com la resistència de polarització (Rp)25,26. La Rp de l'SDSS tractat en solució a la Taula 1 és d'uns 135 kΩ cm-2, però per a SDSS treballat en calent i laminat en fred podem veure valors molt més baixos de 34,7 i 2,1 kΩ cm-2 respectivament. Aquesta disminució significativa de la Rp indica un efecte perjudicial de la deformació plàstica sobre la passivació i la resistència a la corrosió, tal com es mostra en informes anteriors 27, 28, 29, 30.
a Diagrames d'impedància i fase de Nyquist, b i c de Bode, i un model de circuit equivalent per a d, on RS és la resistència electrolítica, Rp és la resistència de polarització i QCPE és l'òxid de l'element de fase constant utilitzat per modelar la capacitància no ideal (n). Les mesures d'EIS es van dur a terme a potencial sense càrrega.
Les constants de primer ordre es mostren al diagrama de Bode i l'altiplà d'alta freqüència representa la resistència electrolítica RS26. A mesura que la freqüència disminueix, la impedància augmenta i es troba un angle de fase negatiu, cosa que indica el domini de la capacitància. L'angle de fase augmenta, mantenint el seu valor màxim en un rang de freqüències relativament ampli, i després disminueix (Fig. 1c). Tanmateix, en els tres casos aquest valor màxim encara és inferior a 90°, cosa que indica un comportament capacitiu no ideal a causa de la dispersió capacitiva. Per tant, l'element de fase constant QCPE (CPE) s'utilitza per representar la distribució de la capacitància interfacial derivada de la rugositat o inhomogeneïtat de la superfície, especialment en termes d'escala atòmica, geometria fractal, porositat de l'elèctrode, potencial no uniforme i distribució de corrent dependent de la superfície. Geometria de l'elèctrode31,32. Impedància CPE:
on j és el nombre imaginari i ω és la freqüència angular. El QCPE és una constant independent de la freqüència proporcional a l'àrea oberta activa de l'electròlit. n és un nombre de potència adimensional que descriu la desviació del comportament capacitiu ideal d'un condensador, és a dir, com més a prop estigui n d'1, més a prop estigui el CPE de la capacitança pura, i si n és propera a zero, és la resistència. Una petita desviació de n, propera a 1, indica el comportament capacitiu no ideal de la superfície després de la prova de polarització. El QCPE del SDSS laminat en fred és molt més alt que el de productes similars, la qual cosa significa que la qualitat de la superfície és menys uniforme.
D'acord amb la majoria de les propietats de resistència a la corrosió dels acers inoxidables, el contingut relativament alt de Cr de l'SDSS generalment resulta en una resistència a la corrosió superior de l'SDSS a causa de la presència d'una pel·lícula d'òxid protectora passiva a la superfície17. Aquesta pel·lícula passivant sol ser rica en òxids i/o hidròxids de Cr3+, integrant principalment òxids de Fe2+, òxids de Fe3+ i/o (oxi)hidròxids33. Malgrat la mateixa uniformitat superficial, capa d'òxid passivant i cap fractura visible a la superfície, tal com es determina mitjançant imatges microscòpiques,6,7 el comportament a la corrosió de l'SDSS treballat en calent i laminat en fred és diferent i, per tant, requereix un estudi en profunditat de la microestructura de deformació i la característica estructural de l'acer.
La microestructura de l'acer inoxidable deformat es va investigar quantitativament mitjançant raigs X d'alta energia interns i de sincrotró (figures suplementàries 1, 2). A la informació suplementària es proporciona una anàlisi detallada. Tot i que això correspon principalment al tipus de fase principal, es van trobar diferències en les fraccions volumèriques de les fases, que es mostren a la taula suplementària 1. La diferència pot ser deguda a la fracció de fase heterogènia a la superfície i a la fracció volumètrica (XRD) subjecta a diferent profunditat de detecció amb l'ús de difracció de raigs X amb diverses fonts d'energia de fotons incidents. La proporció relativament més alta d'austenita en mostres laminades en fred, determinada per XRD a partir d'una font de laboratori, indica una millor passivació i, posteriorment, una millor resistència a la corrosió35, mentre que resultats més precisos i estadístics indiquen tendències oposades en les proporcions de fase. A més, la resistència a la corrosió de l'acer també depèn del grau de refinament del gra, la reducció de la mida del gra, l'augment de les microdeformacions i la densitat de dislocacions que es produeixen durant el tractament termomecànic36,37,38. Les mostres treballades en calent presenten una naturalesa més granulosa, indicativa de grans de mida micrònica, mentre que els anells llisos observats a les mostres laminats en fred (Fig. suplementària 3) indiquen un refinament significatiu del gra a nanoescala en treballs anteriors6, que hauria de contribuir a la passivació de la pel·lícula i a l'augment de la resistència a la corrosió. Una densitat de dislocacions més alta sol estar associada amb una menor resistència a les picadures, cosa que concorda bé amb les mesures electroquímiques.
Els canvis en els estats químics dels microdominis dels elements elementals s'han estudiat sistemàticament mitjançant X-PEEM. Malgrat l'abundància d'elements d'aliatge, s'han escollit Cr, Fe, Ni i Ce39 perquè el Cr és l'element clau per a la formació de la pel·lícula de passivació, el Fe és l'element principal de l'acer i el Ni millora la passivació i equilibra l'estructura de la fase ferrita-austenítica i la finalitat de modificar el Ce. Ajustant l'energia de la radiació de sincrotró, el RAS es va recobrir des de la superfície amb les característiques principals de Cr (vora L2.3), Fe (vora L2.3), Ni (vora L2.3) i Ce (vora M4.5). Conformació en calent i laminació en fred de Ce-2507 SDSS. Es va realitzar una anàlisi de dades adequada incorporant la calibració energètica amb dades publicades (per exemple, XAS 40, 41 sobre Fe L2, 3 vores).
A la figura 2, la figura 2 mostra imatges X-PEEM de SDSS Ce-2507 treballat en calent (Fig. 2a) i laminat en fred (Fig. 2d) i les vores XAS corresponents de Cr i Fe L2,3 en ubicacions marcades individualment. La vora L2,3 del XAS sonda els estats 3d desocupats després de la fotoexcitació d'electrons als nivells de divisió de l'òrbita d'espín 2p3/2 (vora L3) i 2p1/2 (vora L2). La informació sobre l'estat de valència del Cr es va obtenir de XAS a la vora L2,3 de la figura 2b, e. La comparació amb els jutges. 42,43 va mostrar que es van observar quatre pics prop de la vora L3, anomenats A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) i D (582,2 eV), reflectint Cr3+ octaèdric, corresponent a l'ió Cr2O3. Els espectres experimentals coincideixen amb els càlculs teòrics que es mostren als panells b i e, obtinguts a partir de múltiples càlculs del camp cristal·lí a la interfície Cr L2.3 utilitzant un camp cristal·lí de 2.0 eV44. Ambdues superfícies de SDSS treballat en calent i laminat en fred estan recobertes amb una capa relativament uniforme de Cr2O3.
una imatge tèrmica X-PEEM de SDSS deformat tèrmicament corresponent a la vora b Cr L2.3 i la vora c Fe L2.3, d imatge tèrmica X-PEEM de SDSS laminat en fred corresponent a la vora e Cr L2.3 i el costat de la vora f Fe L2.3 (f). Els espectres XAS es representen en diferents posicions espacials marcades a les imatges tèrmiques (a, d), les línies de punts taronges a (b) i (e) representen els espectres XAS simulats de Cr3+ amb un valor de camp cristal·lí de 2.0 eV. Per a les imatges X-PEEM, utilitzeu una paleta tèrmica per millorar la llegibilitat de la imatge, on els colors del blau al vermell són proporcionals a la intensitat de l'absorció de raigs X (de baixa a alta).
Independentment de l'entorn químic d'aquests elements metàl·lics, l'estat químic de les addicions d'elements d'aliatge de Ni i Ce per a ambdues mostres es va mantenir sense canvis. Dibuix addicional. Les figures 5-9 mostren imatges X-PEEM i els espectres XAS corresponents per a Ni i Ce en diverses posicions de la superfície de mostres treballades en calent i laminades en fred. L'XAS de Ni mostra els estats d'oxidació del Ni2+ sobre tota la superfície mesurada de mostres treballades en calent i laminades en fred (Discussió suplementària). Cal destacar que, en el cas de les mostres treballades en calent, no es va observar el senyal XAS de Ce, mentre que en el cas de les mostres laminades en fred, es va observar l'espectre de Ce3+. L'observació de taques de Ce en mostres laminades en fred va mostrar que el Ce apareix principalment en forma de precipitats.
En el SDSS deformat tèrmicament, no es va observar cap canvi estructural local en XAS a la vora Fe L2,3 (Fig. 2c). Tanmateix, la matriu de Fe canvia microregionalment el seu estat químic en set punts seleccionats aleatòriament del SDSS laminat en fred, com es mostra a la Fig. 2f. A més, per tal de tenir una idea precisa dels canvis en l'estat del Fe a les ubicacions seleccionades a la Fig. 2f, es van realitzar estudis de superfície locals (Fig. 3 i Fig. Suplementària 10) en què es van seleccionar regions circulars més petites. Els espectres XAS de la vora Fe L2,3 dels sistemes α-Fe2O3 i els òxids octaèdrics Fe2+ es van modelar mitjançant múltiples càlculs de camp cristal·lí utilitzant camps cristal·lins d'1.0 (Fe2+) i 1.0 (Fe3+)44. Notem que α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 tenen simetries locals diferents45,46, Fe3O4 té una combinació de Fe2+ i Fe3+,47, i FeO45 com a òxid de Fe2+ formalment divalent (3d6). Notem que α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 tenen simetries locals diferents45,46, Fe3O4 té una combinació de Fe2+ i Fe3+,47, i FeO45 com a òxid de Fe2+ formalment divalent (3d6).Cal tenir en compte que α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 tenen simetries locals diferents45,46, Fe3O4 combina tant Fe2+ com Fe3+,47 i FeO45 en forma d'òxid formalment divalent Fe2+ (3d6).Cal tenir en compte que α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 tenen simetries locals diferents45,46, Fe3O4 té una combinació de Fe2+ i Fe3+,47 i FeO45 actua com un òxid de Fe2+ divalent formal (3d6). Tots els ions Fe3+ en α-Fe2O3 només tenen posicions Oh, mentre que γ-Fe2O3 normalment es representa per Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 espinel·la amb vacants en posicions eg. Per tant, els ions Fe3+ en γ-Fe2O3 tenen posicions Td i Oh. Com s'ha esmentat en un article anterior,45 tot i que la relació d'intensitat dels dos és diferent, la seva relació d'intensitat eg/t2g és ≈1, mentre que en aquest cas la relació d'intensitat observada eg/t2g és aproximadament 1. Això descarta la possibilitat que en la situació actual només hi hagi Fe3+ present. Considerant el cas del Fe3O4 amb Fe2+ i Fe3+, la primera característica, que se sap que té una vora L3 més feble (més forta) per al Fe, indica un nombre més petit (més gran) d'estats t2g desocupats. Això s'aplica al Fe2+ (Fe3+), que mostra que la primera característica de l'augment indica un augment en el contingut de Fe2+47. Aquests resultats mostren que la coexistència de Fe2+ i γ-Fe2O3, α-Fe2O3 i/o Fe3O4 domina a la superfície laminada en fred dels compostos.
Imatges d'imatge tèrmica fotoelectrònica ampliades dels espectres XAS (a, c) i (b, d) que creuen la vora de Fe L2,3 en diverses posicions espacials dins de les regions seleccionades 2 i E de les figures 2d.
Les dades experimentals obtingudes (Fig. 4a i Fig. Suplementària 11) es representen gràficament i es comparen amb les dades dels compostos purs 40, 41, 48. Tres tipus diferents d'espectres XAS de vora L de Fe observats experimentalment (XAS-1, XAS-2 i XAS-3: Fig. 4a). En particular, l'espectre 2-a (denotat com a XAS-1) a la Fig. 3b seguit de l'espectre 2-b (etiquetat com a XAS-2) es va observar sobre tota l'àrea de detecció, mentre que els espectres com l'E-3 que es van observar a la figura 3d (etiquetat com a XAS-3) es van observar en ubicacions específiques. Com a regla general, es van utilitzar quatre paràmetres per identificar els estats de valència existents a la mostra en estudi: (1) característiques espectrals L3 i L2, (2) posicions energètiques de les característiques L3 i L2, (3) diferència d'energia L3-L2, (4) relació d'intensitat L2/L3. Segons les observacions visuals (Fig. 4a), els tres components del Fe, és a dir, Fe0, Fe2+ i Fe3+, són presents a la superfície del SDSS en estudi. La relació d'intensitat L2/L3 calculada també va indicar la presència dels tres components.
Espectres XAS simulats de Fe amb tres dades experimentals diferents observades (les línies contínues XAS-1, XAS-2 i XAS-3 corresponen a 2-a, 2-b i E-3 a les figures 2 i 3). Comparació d'octaedres Fe2+ i Fe3+ amb valors de camp cristal·lí d'1,0 eV i 1,5 eV, respectivament, les dades experimentals mesurades amb bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) i les dades LCF optimitzades corresponents (línia negra contínua), i també en forma d'espectres XAS-3 amb estàndards de Fe3O4 (estat mixt de Fe) i Fe2O3 (Fe3+ pur).
Es va utilitzar un ajust de combinació lineal (LCF) dels tres estàndards 40, 41, 48 per quantificar la composició d'òxid de ferro. L'LCF es va implementar per a tres espectres XAS de vora L de Fe seleccionats que mostren el contrast més alt, concretament XAS-1, XAS-2 i XAS-3, tal com es mostra a la figura 4b-d. Per als accessoris LCF, es va tenir en compte un 10% de Fe0 en tots els casos, ja que vam observar una petita cornisa en totes les dades i també perquè el ferro metàl·lic és el component principal de l'acer. De fet, la profunditat de provació de X-PEEM per a Fe (~6 nm)49 és més gran que el gruix estimat de la capa d'oxidació (lleugerament > 4 nm), cosa que permet la detecció del senyal de la matriu de ferro (Fe0) sota la capa de passivació. De fet, la profunditat de provació de X-PEEM per a Fe (~6 nm)49 és més gran que el gruix estimat de la capa d'oxidació (lleugerament > 4 nm), cosa que permet la detecció del senyal de la matriu de ferro (Fe0) sota la capa de passivació. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина толщина слщина нкоя > 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. De fet, la profunditat de la sonda X-PEEM per a Fe (~6 nm)49 és més gran que el gruix assumit de la capa d'oxidació (lleugerament >4 nm), cosa que permet detectar el senyal de la matriu de ferro (Fe0) sota la capa de passivació.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 略> 4 nm来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号信号 信号 信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполатаемью чем предполатаемью чем предполатаемью слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) низволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) низсющвать паро. De fet, la profunditat de detecció de Fe (~6 nm)49 per X-PEEM és més gran que el gruix esperat de la capa d'òxid (lleugerament > 4 nm), la qual cosa permet la detecció del senyal de la matriu de ferro (Fe0) per sota de la capa de passivació. .Es van realitzar diverses combinacions de Fe2+ i Fe3+ per trobar la millor solució possible per a les dades experimentals observades. A la figura 4b es mostra l'espectre XAS-1 per a la combinació de Fe2+ i Fe3+, on les proporcions de Fe2+ i Fe3+ eren similars en aproximadament un 45%, cosa que indica estats d'oxidació mixtos del Fe. Mentre que per a l'espectre XAS-2, el percentatge de Fe2+ i Fe3+ esdevé d'aproximadament un 30% i un 60%, respectivament. El Fe2+ és inferior al Fe3+. La proporció de Fe2+ a Fe3, igual a 1:2, significa que el Fe3O4 es pot formar amb la mateixa proporció entre els ions Fe. A més, per a l'espectre XAS-3, el percentatge de Fe2+ i Fe3+ esdevé d'aproximadament un 10% i un 80%, cosa que indica una conversió més alta de Fe2+ a Fe3+. Com s'ha esmentat anteriorment, el Fe3+ pot provenir d'α-Fe2O3, γ-Fe2O3 o Fe3O4. Per entendre la font més probable de Fe3+, es va representar l'espectre XAS-3 amb diferents estàndards de Fe3+ a la Figura 4e, mostrant similitud amb ambdós estàndards en considerar el pic B. Tanmateix, la intensitat dels pics de l'espatlla (A: des de Fe2+) i la relació d'intensitat B/A indiquen que l'espectre de XAS-3 és proper, però no coincideix amb l'espectre de γ-Fe2O3. En comparació amb el γ-Fe2O3 a granel, el pic Fe2p XAS de A SDSS té una intensitat lleugerament més alta (Fig. 4e), cosa que indica una intensitat més alta de Fe2+. Tot i que l'espectre de XAS-3 és similar al de γ-Fe2O3, on Fe3+ és present a les posicions Oh i Td, la identificació de diferents estats de valència i la coordinació només al llarg de la vora L2,3 o la relació d'intensitat L2/L3 continua sent un problema, un tema de discussió contínua a causa de la complexitat dels diversos factors que afecten l'espectre final41.
A més de les diferències espectrals en l'estat químic de les regions d'interès seleccionades descrites anteriorment, també es va avaluar l'heterogeneïtat química global dels elements clau Cr i Fe classificant tots els espectres XAS obtinguts a la superfície de la mostra mitjançant el mètode de clústering K-means. Els perfils de vora CrL s'estableixen per formar dos clústers òptims distribuïts espacialment en les mostres treballades en calent i laminades en fred que es mostren a les figures 5. És clar que no es perceben canvis estructurals locals com a similars, ja que els dos centroides dels espectres XAS de Cr són comparables. Aquestes formes espectrals dels dos clústers són gairebé idèntiques a les corresponents a Cr2O342, la qual cosa significa que les capes de Cr2O3 estan espaiades relativament uniformement a l'SDSS.
Cr L clústers de la regió de vora de K-means, i b són els centroides XAS corresponents. Resultats de la comparació X-PEEM de K-means de SDSS laminat en fred: c Cr L2.3 regió de vora dels clústers de K-means i d són els centroides XAS corresponents.
Per il·lustrar mapes de vores de FeL més complexos, es van utilitzar quatre i cinc clústers optimitzats i els seus centroides associats (perfils espectrals) per a mostres treballades en calent i laminades en fred, respectivament. Per tant, el percentatge (%) de Fe2+ i Fe3+ es pot obtenir ajustant l'LCF que es mostra a la figura 4. El potencial de pseudoelèctrode Epseudo en funció de Fe0 es va utilitzar per revelar la inhomogeneïtat microquímica de la pel·lícula d'òxid superficial. Epseudo s'estima aproximadament mitjançant la regla de mescla,
on \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) és igual a \(\rm{Fe} + 2e^ – \to \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 i 0,036 V, respectivament. Les regions amb un potencial més baix tenen un contingut més alt del compost Fe3+. La distribució de potencial en mostres deformades tèrmicament té un caràcter en capes amb un canvi màxim d'uns 0,119 V (Fig. 6a, b). Aquesta distribució de potencial està estretament relacionada amb la topografia superficial (Fig. 6a). No es van observar altres canvis dependents de la posició a l'interior laminar subjacent (Fig. 6b). Al contrari, per a la connexió d'òxids diferents amb diferents continguts de Fe2+ i Fe3+ en SDSS laminat en fred, es pot observar una naturalesa no uniforme del pseudopotencial (Fig. 6c, d). Els òxids de Fe3+ i/o els (oxi)hidròxids són els principals constituents de l'òxid en l'acer i són permeables a l'oxigen i a l'aigua50. En aquest cas, les illes riques en Fe3+ es consideren distribuïdes localment i es poden considerar com a zones corroïdes. Al mateix temps, el gradient en el camp potencial, en lloc del valor absolut del potencial, es pot utilitzar com a indicador per a la localització dels llocs de corrosió activa. Aquesta distribució desigual de Fe2+ i Fe3+ a la superfície de SDSS laminat en fred pot canviar la química local i proporcionar una superfície activa més pràctica en les reaccions de ruptura de la pel·lícula d'òxid i corrosió, permetent així la corrosió contínua de la matriu metàl·lica subjacent, resultant en una corrosió interna, heterogeneïtat de propietats i una disminució de les propietats protectores de la capa passivant.
Clústers de K-means i centroides XAS corresponents a la regió de vora de Fe L2.3 de X-PEEM deformat en calent ac i df de SDSS laminat en fred. a, d Gràfics de clústers de K-means superposats a les imatges X-PEEM. El potencial de pseudoelèctrode calculat (Epseudo) s'esmenta juntament amb el gràfic de clústers de K-means. La brillantor de la imatge X-PEEM, com el color de la figura 2, és proporcional a la intensitat d'absorció de raigs X.
El Cr relativament uniforme però l'estat químic diferent del Fe condueix a diferents danys a la pel·lícula d'òxid i patrons de corrosió en el Ce-2507 treballat en calent i laminat en fred. Aquesta propietat del Ce-2507 laminat en fred ha estat ben estudiada. Pel que fa a la formació d'òxids i hidròxids de Fe a l'aire ambient en aquest treball gairebé neutre, les reaccions són les següents:
Les reaccions anteriors es produeixen en els següents escenaris basats en l'anàlisi X-PEEM. Una petita espatlla corresponent al Fe0 està associada amb el ferro metàl·lic subjacent. La reacció del Fe metàl·lic amb l'entorn resulta en la formació d'una capa de Fe(OH)2 (equació (5)), que millora el senyal de Fe2+ a la XAS de la vora L de Fe. L'exposició prolongada a l'aire pot resultar en la formació d'òxids de Fe3O4 i/o Fe2O3 després del Fe(OH)252,53. També es poden formar dues formes estables de Fe, Fe3O4 i Fe2O3, a la capa protectora rica en Cr3+, de les quals el Fe3O4 prefereix una estructura uniforme i enganxosa. La presència d'ambdues resulta en estats d'oxidació mixtos (espectre XAS-1). L'espectre XAS-2 correspon principalment al Fe3O4. Mentre que l'observació d'espectres XAS-3 en diversos llocs va indicar una conversió completa a γ-Fe2O3. Com que la profunditat de penetració dels raigs X desplegats és d'uns 50 nm, el senyal de la capa inferior provoca una intensitat més alta del pic A.
L'espectre XPA mostra que el component de Fe a la pel·lícula d'òxid té una estructura en capes combinada amb una capa d'òxid de Cr. En contrast amb els signes de passivació a causa de la inhomogeneïtat local del Cr2O3 durant la corrosió, malgrat la capa uniforme de Cr2O3 en aquest treball, s'observa una baixa resistència a la corrosió en aquest cas, especialment per a provetes laminades en fred. El comportament observat es pot entendre com l'heterogeneïtat de l'estat d'oxidació química a la capa superior (Fe), que afecta el rendiment a la corrosió. A causa de la mateixa estequiometria de la capa superior (òxid de ferro) i la capa inferior (òxid de crom)52,53, una millor interacció (adhesió) entre elles condueix a un transport lent d'ions metàl·lics o d'oxigen a la xarxa, la qual cosa, al seu torn, condueix a un augment de la resistència a la corrosió. Per tant, una relació estequiomètrica contínua, és a dir, un estat d'oxidació del Fe, és preferible a canvis estequiomètrics bruscos. L'SDSS deformat per calor té una superfície més uniforme, una capa protectora més densa i una millor resistència a la corrosió. Mentre que per al SDSS laminat en fred, la presència d'illes riques en Fe3+ sota la capa protectora viola la integritat de la superfície i provoca corrosió galvànica amb el substrat proper, cosa que condueix a una forta caiguda de Rp (Taula 1). L'espectre EIS i la seva resistència a la corrosió es redueixen. Es pot observar que la distribució local d'illes riques en Fe3+ a causa de la deformació plàstica afecta principalment la resistència a la corrosió, la qual cosa és un avenç en aquest treball. Per tant, aquest estudi presenta imatges microscòpiques espectroscòpiques de la reducció de la resistència a la corrosió de les mostres de SDSS estudiades pel mètode de deformació plàstica.
A més, tot i que l'aliatge amb elements de terres rares en acers bifàsics mostra un millor rendiment, la interacció d'aquest element additiu amb una matriu d'acer individual pel que fa al comportament de corrosió segons les dades de microscòpia espectroscòpica continua sent difícil d'aconseguir. L'aparició de senyals de Ce (mitjançant vores M XAS) només apareix en uns pocs llocs durant el laminat en fred, però desapareix durant la deformació en calent de l'SDSS, cosa que indica una precipitació local de Ce a la matriu d'acer, en lloc d'un aliatge homogeni. Tot i que no millora significativament les propietats mecàniques de l'SDSS6,7, la presència d'elements de terres rares redueix la mida de les inclusions i es creu que inhibeix la formació de picadures a la regió inicial54.
En conclusió, aquest treball revela l'efecte de l'heterogeneïtat superficial sobre la corrosió de l'acer inoxidable 2507 modificat amb ceri quantificant el contingut químic dels components a nanoescala. Responem a la pregunta de per què l'acer inoxidable es corroeix fins i tot sota una capa protectora d'òxid quantificant la seva microestructura, la química superficial i el processament del senyal mitjançant la agrupació K-means. S'ha establert que les illes riques en Fe3+, inclosa la seva coordinació octaèdrica i tetraèdrica al llarg de tota la característica de la barreja de Fe2+/Fe3+, són la font de danys i corrosió de la pel·lícula d'òxid laminada en fred SDSS. Les nanoilles dominades per Fe3+ condueixen a una baixa resistència a la corrosió, fins i tot en presència d'una capa passivant estequiomètrica de Cr2O3 suficient. A més dels avenços metodològics en la determinació de l'efecte de l'heterogeneïtat química a nanoescala sobre la corrosió, s'espera que el treball en curs inspiri processos d'enginyeria per millorar la resistència a la corrosió dels acers inoxidables durant la fabricació d'acer.
Per preparar el lingot Ce-2507 SDSS utilitzat en aquest estudi, es va fondre una composició mixta que incloïa l'aliatge mestre Fe-Ce segellat amb un tub de ferro pur en un forn d'inducció de mitjana freqüència de 150 kg per produir acer fos i es va abocar en un motlle. Les composicions químiques mesurades (en pes%) es mostren a la Taula Suplementària 2. Els lingots es forgen primer en calent en blocs. Després es van recuit a 1050 °C durant 60 min per obtenir acer en estat de solució sòlida i després es van refredar en aigua a temperatura ambient. Les mostres estudiades es van estudiar en detall mitjançant TEM i DOE per estudiar-ne les fases, la mida del gra i la morfologia. Es pot trobar informació més detallada sobre les mostres i el procés de producció en altres fonts6,7.
Es van processar mostres cilíndriques (φ10 mm × 15 mm) per a compressió en calent de manera que l'eix del cilindre fos paral·lel a la direcció de deformació del bloc. La compressió a alta temperatura es va dur a terme a diverses temperatures en el rang de 1000-1150 °C utilitzant un simulador tèrmic Gleeble-3800 a una velocitat de deformació constant en el rang de 0,01-10 s-1. Abans de la deformació, les mostres es van escalfar a una velocitat de 10 °C s-1 durant 2 min a una temperatura seleccionada per eliminar el gradient de temperatura. Després d'aconseguir la uniformitat de la temperatura, la mostra es va deformar fins a un valor de deformació real de 0,7. Després de la deformació, les mostres es van refredar immediatament amb aigua per preservar l'estructura deformada. La mostra endurida es talla paral·lelament a la direcció de compressió. Per a aquest estudi en particular, vam triar una mostra amb una condició de deformació en calent de 1050 °C, 10 s-1 perquè la microduresa observada era més alta que altres mostres7.
Es van utilitzar mostres massives (80 × 10 × 17 mm3) de la solució sòlida de Ce-2507 en un molí asíncron trifàsic de dos rodets LG-300 amb les millors propietats mecàniques entre tots els altres nivells de deformació6. La velocitat de deformació i la reducció de gruix per a cada trajectòria són de 0,2 m·s-1 i 5%, respectivament.
Una estació de treball electroquímica Autolab PGSTAT128N es va utilitzar per a mesures electroquímiques de SDSS després del laminat en fred fins a una reducció del 90% del gruix (1,0 equivalent de deformació veritable) i després del premsat en calent a 1050 °C durant 10 s-1 fins a una deformació veritable de 0,7. L'estació de treball té una cel·la de tres elèctrodes amb un elèctrode de calomel saturat com a elèctrode de referència, un contraelèctrode de grafit i una mostra de SDSS com a elèctrode de treball. Les mostres es van tallar en cilindres amb un diàmetre d'11,3 mm, als costats dels quals es van soldar cables de coure. A continuació, les mostres es van fixar amb epoxi, deixant una àrea oberta de treball d'1 cm2 com a elèctrode de treball (costat inferior de la mostra cilíndrica). Aneu amb compte durant el curat de l'epoxi i el posterior polit i polit per evitar esquerdes. Les superfícies de treball es van esmolar i polir amb una suspensió de poliment de diamant amb una mida de partícula d'1 μm, es van rentar amb aigua destil·lada i etanol i es van assecar a l'aire fred. Abans de les mesures electroquímiques, les mostres polides es van exposar a l'aire durant diversos dies per formar una pel·lícula d'òxid natural. Una solució aquosa de FeCl3 (6,0% en pes), estabilitzada a pH = 1,0 ± 0,01 amb HCl segons les recomanacions ASTM, s'utilitza per accelerar la corrosió de l'acer inoxidable55, ja que és corrosiu en presència d'ions clorur amb una forta capacitat oxidant i un pH baix. Estàndards ambientals G48 i A923. Submergiu la mostra en la solució de prova durant 1 hora per assolir un estat gairebé estacionari abans de fer cap mesura. Per a mostres de solució sòlida, conformades en calent i laminades en fred, es van dur a terme mesures d'impedància a potencials de circuit obert (OPC) de 0,39, 0,33 i 0,25 V, respectivament, en el rang de freqüència d'1105 a 0,1 Hz amb una amplitud de 5 mV. Totes les proves químiques es van repetir almenys 3 vegades en les mateixes condicions per garantir la reproductibilitat de les dades.
Per a les mesures HE-SXRD, es van mesurar blocs rectangulars d'acer dúplex de 1 × 1 × 1,5 mm3 per quantificar la composició de la fase del feix d'un ondulador d'alta energia Brockhouse a CLS, Canadà56. La recollida de dades es va dur a terme en geometria Debye-Scherrer o geometria de transmissió a temperatura ambient. La longitud d'ona de raigs X calibrada amb el calibrador LaB6 és de 0,212561 Å, que correspon a 58 keV, que és molt més alta que la del Cu Kα (8 keV) que s'utilitza habitualment com a font de raigs X de laboratori. La mostra es va situar a una distància de 740 mm del detector. El volum de detecció de cada mostra és de 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, que es determina per la mida del feix i el gruix de la mostra. Totes les dades es van recollir mitjançant un detector d'àrea Perkin Elmer, un detector de raigs X de pantalla plana, píxels de 200 µm, 40 × 40 cm2 utilitzant un temps d'exposició de 0,3 s i 120 fotogrames.
Les mesures X-PEEM de dos sistemes model seleccionats es van dur a terme a l'estació final PEEM de Beamline MAXPEEM al laboratori MAX IV (Lund, Suècia). Les mostres es van preparar de la mateixa manera que per a les mesures electroquímiques. Les mostres preparades es van mantenir a l'aire durant diversos dies i es van desgasificar en una cambra d'ultraalt buit abans de ser irradiades amb fotons de sincrotró. La resolució energètica de la línia de feix es va obtenir mesurant l'espectre de rendiment iònic a la regió d'excitació des de N1s fins a 1\(\pi _g^ \ast\) prop de hv = 401 eV en N2 amb la dependència de l'energia del fotó d'E3/2,57. Els espectres d'aproximació van donar un ΔE (amplada de la línia espectral) d'uns 0,3 eV en el rang d'energia mesurat. Per tant, es va estimar que la resolució energètica de la línia de llum era E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 i el flux ≈1012 ph/s utilitzant un monocromador SX-700 modificat amb una reixeta de Si de 1200 línies mm−1 per a la vora Fe 2p L2,3, la vora Cr 2p L2,3, la vora Ni 2p L2,3 i la vora Ce M4,5. Per tant, es va estimar que la resolució energètica de la línia de llum era E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 i el flux ≈1012 ph/s utilitzant un monocromador SX-700 modificat amb una reixeta de Si de 1200 línies mm−1 per a la vora Fe 2p L2.3, la vora Cr 2p L2.3, la vora Ni 2p L2.3 i la vora Ce M4.5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 В0/0и > 3 эВ В 20 поток ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 120римд кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 i кромка Ce M4,5. Així, la resolució energètica del canal del feix es va estimar com a E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 i flux ≈1012 f/s utilitzant un monocromador SX-700 modificat amb una reixeta de Si de 1200 línies/mm per a la vora de Fe 2p L2,3, la vora de Cr 2p L2.3, la vora de Ni 2p L2.3 i la vora de Ce M4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，通迨1 倚迨1 倚迨1 eV > 2000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、Ni 2p L2,3 嘘, 5Ce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 ４ 因此 朦 帺 朦 渿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、Cr 2p 缘、Cr 〾 2p L2.2p L2.3p L2.3边缘和Ce M4.5 边缘。Així, quan s'utilitza un monocromador SX-700 modificat amb una reixeta de Si de 1200 línies. 3, vora de Cr 2p L2.3, vora de Ni 2p L2.3 i vora de Ce M4.5.Energia de fotons d'escaneig en passos de 0,2 eV. A cada energia, les imatges PEEM es van enregistrar mitjançant un detector CMOS TVIPS F-216 acoblat a fibra amb 2 x 2 compartiments, que proporciona una resolució de 1024 x 1024 píxels en un camp de visió de 20 µm. El temps d'exposició de les imatges va ser de 0,2 s, amb una mitjana de 16 fotogrames. L'energia de la imatge fotoelectrònica es tria de manera que proporcioni el màxim senyal d'electrons secundaris. Totes les mesures es van dur a terme a incidència normal utilitzant un feix de fotons polaritzat linealment. Podeu trobar més informació sobre les mesures en un estudi anterior. Després d'estudiar el mode de detecció de rendiment total d'electrons (TEY) i la seva aplicació en X-PEEM49, s'estima que la profunditat de prova d'aquest mètode és d'uns 4-5 nm per al senyal de Cr i d'uns 6 nm per al Fe. La profunditat del Cr és molt propera al gruix de la pel·lícula d'òxid (~4 nm)60,61 mentre que la profunditat del Fe és més gran que el gruix. La XRD recollida a la vora del Fe₂L és una barreja de XRD d'òxids de ferro i Fe₂O de la matriu. En el primer cas, la intensitat dels electrons emesos prové de tots els tipus possibles d'electrons que contribueixen al TEY. Tanmateix, un senyal de ferro pur requereix una energia cinètica més alta perquè els electrons passin a través de la capa d'òxid fins a la superfície i siguin recollits per l'analitzador. En aquest cas, el senyal de Fe₂O es deu principalment als electrons Auger de LVV, així com als electrons secundaris emesos per aquests. A més, la intensitat de TEY aportada per aquests electrons decau durant la via d'escapament d'electrons, reduint encara més la resposta espectral de Fe₂O al mapa XAS de ferro.
Integrar la mineria de dades en un cub de dades (dades X-PEEM) és un pas clau per extreure informació rellevant (propietats químiques o físiques) en un enfocament multidimensional. L'agrupació de K-means s'utilitza àmpliament en diversos camps, com ara la visió artificial, el processament d'imatges, el reconeixement de patrons no supervisats, la intel·ligència artificial i l'anàlisi classificatòria. Per exemple, l'agrupació de K-means ha tingut un bon rendiment en l'agrupació de dades d'imatges hiperespectrals. En principi, per a dades multi-característiques, l'algoritme K-means pot agrupar-les fàcilment en funció d'informació sobre els seus atributs (propietats energètiques dels fotons). L'agrupació de K-means és un algorisme iteratiu per dividir les dades en K grups no superposats (clústers), on cada píxel pertany a un determinat clúster en funció de la distribució espacial de la inhomogeneïtat química en la composició microestructural de l'acer. L'algoritme K-means inclou dues etapes: a la primera etapa, es calculen K centroides i, a la segona etapa, a cada punt se li assigna un clúster amb centroides veïns. El centre de gravetat d'un clúster es defineix com la mitjana aritmètica dels punts de dades (espectre XAS) per a aquest clúster. Hi ha diverses distàncies per definir els centroides veïns com a distància euclidiana. Per a una imatge d'entrada de px,y (on x i y són la resolució en píxels), CK és el centre de gravetat del clúster; aquesta imatge es pot segmentar (agrupar) en K clústers utilitzant K-means63. Els passos finals de l'algoritme de clústering de K-means són:
Pas 2. Calcula la pertinença de tots els píxels segons el centroide actual. Per exemple, es calcula a partir de la distància euclidiana d entre el centre i cada píxel:
Pas 3 Assigneu cada píxel al centroide més proper. A continuació, recalculeu les K posicions del centroide de la manera següent:
Pas 4. Repetiu el procés (equacions (7) i (8)) fins que els centroides convergeixin. Els resultats finals de la qualitat de l'agrupació estan fortament correlacionats amb la millor elecció de centroides inicials. Per a l'estructura de dades PEEM d'imatges d'acer, normalment X (x × y × λ) és un cub de dades de matriu 3D, mentre que els eixos x i y representen informació espacial (resolució de píxels) i l'eix λ correspon a una imatge espectral d'energia fotònica. L'algoritme K-means s'utilitza per explorar regions d'interès en dades X-PEEM separant píxels (clústers o subblocs) segons les seves característiques espectrals i extraient els millors centroides (perfils espectrals XAS) per a cada analit. S'utilitza per estudiar la distribució espacial, els canvis espectrals locals, el comportament d'oxidació i els estats químics. Per exemple, l'algoritme d'agrupació K-means es va utilitzar per a les regions de vora L de Fe i vora L de Cr en X-PEEM treballat en calent i laminat en fred. Es van provar diversos nombres de K clústers (regions de microestructura) per trobar els clústers i centroides òptims. Quan es mostren aquests nombres, els píxels es reassignen als centroides del clúster corresponents. Cada distribució de color correspon al centre del clúster, mostrant la disposició espacial dels objectes químics o físics. Els centroides extrets són combinacions lineals d'espectres purs.
Les dades que donen suport als resultats d'aquest estudi estan disponibles si es sol·liciten raonablement a l'autor respectiu del WC.
Sieurin, H. i Sandström, R. Tenacitat a la fractura d'un acer inoxidable dúplex soldat. Sieurin, H. i Sandström, R. Tenacitat a la fractura d'un acer inoxidable dúplex soldat. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. i Sandström, R. Tenacitat a la fractura de l'acer inoxidable dúplex soldat. 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. i Sandström, R. Tenacitat a la fractura d'acers inoxidables dúplex soldats.Britannia. Part fraccionària. fur. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH i Van Der Merwe, J. Resistència a la corrosió d'acers inoxidables dúplex en àcids orgànics seleccionats i ambients d'àcids/clorurs orgànics. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH i Van Der Merwe, J. Resistència a la corrosió d'acers inoxidables dúplex en àcids orgànics seleccionats i ambients d'àcids/clorurs orgànics.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. i Van Der Merwe, J. Resistència a la corrosió d'acers inoxidables dúplex en ambients amb alguns àcids orgànics i àcids/clorurs orgànics. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH i Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环境不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环境不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环境不锈钢在选定的有机酸 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相acer inoxidable在选定的orgànic酸和orgànic酸/entorn clorat的耐而性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. i Van Der Merwe, J. Resistència a la corrosió d'acers inoxidables dúplex en entorns seleccionats d'àcids orgànics i àcids/clorurs orgànics.conservant. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al. Comportament corrosiu-oxidatiu dels aliatges dúplex Fe-Al-Mn-C. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. i Balikoev, A. Nova generació d'acers superdúplex per a equips de producció de gas i petroli. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. i Balikoev, A. Nova generació d'acers superdúplex per a equips de producció de gas i petroli.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generació d'acers superdúplex per a equips de producció de petroli i gas.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generació d'acers superdúplex per a equips de producció de gas i petroli. Seminari web E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. i Uthaisangsuk, V. Investigació del comportament de deformació en calent de l'acer inoxidable dúplex grau 2507. Metall. Kingklang, S. i Uthaisangsuk, V. Investigació del comportament de deformació en calent de l'acer inoxidable dúplex grau 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей сталиL 2507к. Kingklang, S. i Uthaisangsuk, V. Un estudi del comportament en deformació en calent de l'acer inoxidable dúplex tipus 2507. Metall. Kingklang, S. i Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究。 Kingklang, S. i Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究。Kingklang, S. i Utaisansuk, V. Investigació del comportament en calent de deformació de l'acer inoxidable dúplex tipus 2507. Metall.alma mater. trance. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Efecte del laminatge en fred controlat sobre la microestructura i les propietats mecàniques de l'acer inoxidable superdúplex SAF 2507 modificat amb ceri. Alma Mater. The Science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Propietats estructurals i mecàniques induïdes per la deformació tèrmica de l'acer inoxidable SAF 2507 superdúplex modificat amb ceri. J. Alma mater. Storage Tank. Technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. i Zheng, K. Efecte dels elements de terres rares sobre el comportament d'oxidació a alta temperatura de l'acer austenític. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. i Zheng, K. Efecte dels elements de terres rares sobre el comportament d'oxidació a alta temperatura de l'acer austenític.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. i Zheng K. Influència dels elements de terres rares en el comportament de l'acer austenític sota oxidació a alta temperatura. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. i 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. i Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. i Zheng K. Influència dels elements de terres rares en el comportament dels acers austenítics a l'oxidació a alta temperatura.Koros. La ciència. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. i Sun, S. Efectes del Ce sobre la microestructura i les propietats dels acers inoxidables superferrítics 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. i Sun, S. Efectes del Ce sobre la microestructura i les propietats dels acers inoxidables superferrítics 27Cr-3.8Mo-2Ni.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. i Sun S. Influència del Se en la microestructura i les propietats dels acers inoxidables superferrítics 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. i Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能的影响 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. i Sun, S. Efectes del Ce sobre la microestructura i les propietats de l'acer inoxidable superacer 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. i Sun, S.. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. i Sun, S. Efecte del Ce sobre la microestructura i les propietats de l'acer inoxidable superferrític 27Cr-3,8Mo-2Ni.Rètol de ferro. Steelmak 47, 67–76 (2020).