Gràcies per visitar Nature.com.La versió del navegador que utilitzeu té un suport CSS limitat.Per obtenir la millor experiència, us recomanem que utilitzeu un navegador actualitzat (o desactiveu el mode de compatibilitat a Internet Explorer).Mentrestant, per garantir un suport continuat, renderitzarem el lloc sense estils ni JavaScript.
L'acer inoxidable molt utilitzat i les seves versions forjades són resistents a la corrosió en condicions ambientals gràcies a la capa de passivació formada per òxid de crom.La corrosió i l'erosió de l'acer s'associen tradicionalment a la destrucció d'aquestes capes, però rarament a nivell microscòpic, depenent de l'origen de la deshomogeneïtat de la superfície.En aquest treball, l'heterogeneïtat química superficial a nanoescala detectada per microscòpia espectroscòpica i anàlisi quimiomètrica domina de manera inesperada la descomposició i la corrosió de l'acer inoxidable 2507 superdúplex modificat de ceri laminat en fred (SDSS) durant el seu comportament de deformació en calent.l'altre costat.Tot i que la microscòpia fotoelectrònica de raigs X va mostrar una cobertura relativament uniforme de la capa natural de Cr2O3, el SDSS laminat en fred va mostrar resultats de passivació pobres 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 d'alt aliatge similars.
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 fort òxid/oxihidròxid que presenta un comportament passivant en la majoria dels entorns.En comparació amb els acers inoxidables convencionals (austenític i ferrític), els acers inoxidables súper dúplex (SDSS) amb millor resistència a la corrosió tenen propietats mecàniques superiors1,2,3.L'augment de la resistència mecànica permet dissenys més lleugers i compactes.En canvi, el SDSS econòmic té una alta resistència a la corrosió per picats i esquerdes, donant lloc a una vida útil més llarga i aplicacions més àmplies en el control de la contaminació, els contenidors químics i la indústria del petroli i el gas en alta mar4.Tanmateix, l'estret rang de temperatures de tractament tèrmic i la mala conformabilitat dificulten la seva àmplia aplicació pràctica.Per tant, SDSS s'ha modificat per millorar les propietats anteriors.Per exemple, la modificació de Ce i les addicions elevades de N 6, 7, 8 es van introduir el 2507 SDSS (Ce-2507).Una concentració adequada de 0,08% en pes d'element de terres rares (Ce) té un efecte beneficiós sobre les propietats mecàniques del DSS, ja que millora el refinament del gra i la força del límit del gra.També s'han millorat la resistència al desgast i a la corrosió, la resistència a la tracció i el rendiment, i la treballabilitat en calent9.Grans quantitats de nitrogen poden substituir el costós contingut de níquel, fent que el SDSS sigui més rendible10.
Recentment, el SDSS s'ha deformat plàsticament a diverses temperatures (baixa temperatura, fred i calent) per aconseguir excel·lents propietats mecàniques6,7,8.Tanmateix, l'excel·lent resistència a la corrosió del SDSS es deu a la presència d'una pel·lícula d'òxid prima 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.es deforma la microestructura interna no homogènia de diverses fases austenítiques i ferrítiques 7 .Per tant, l'estudi de les propietats del microdomini d'aquestes pel·lícules a nivell de l'estructura electrònica és de crucial importància per entendre la corrosió SDSS i requereix tècniques experimentals complexes.Fins ara, 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 fotoelectrònic de fotoelectrons de raigs X durs, distingeixen, però sovint no se separen, els estats químics d'un 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. No obstant això, aquests estudis s'han centrat principalment en l'efecte de l'heterogeneïtat del Cr (per exemple, l'estat d'oxidació 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 constitutius, com els òxids de ferro.Aquests compostos hereten una mida petita processada termomecànicament molt adjacents entre si, però difereixen en composició i estat d'oxidació16,21.Per tant, revelar la destrucció de pel·lícules d'òxid i després la picada requereix una comprensió de la inhomogeneïtat de la superfície 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 segueix sense explorar-se.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 suau (X-PEEM) en instal·lacions de radiació de sincrotró a nanoescala.Combinat amb tècniques d'espectroscòpia d'absorció de raigs X (XAS) sensibles a la química, X-PEEM permet mesurar XAS amb una alta resolució espacial i espectral, proporcionant informació química sobre la composició elemental i el seu estat químic amb una resolució espacial fins a l'escala nanomètrica 23 .Aquesta observació espectroscòpica del lloc d'inici al microscopi facilita els experiments químics locals i pot demostrar espacialment canvis químics no explorats prèviament a la capa de Fe.
Aquest estudi amplia els avantatges del PEEM en la detecció de diferències químiques a escala nanomètrica i presenta un mètode d'anàlisi de superfícies a nivell atòmic per entendre el comportament de la corrosió de Ce-2507.Utilitza dades quimiomètriques de clúster de K-means24 per mapejar la composició química global (heterogeneïtat) dels elements implicats, amb els seus estats químics presentats en una representació estadística.A diferència de la corrosió convencional causada per la ruptura de la pel·lícula d'òxid de crom, la mala passivació actual i la poca resistència a la corrosió s'atribueixen a nanoilles localitzades riques en Fe3 + prop de la capa d'òxid de Fe/Cr, que pot ser un atac de l'òxid protector.Forma una pel·lícula al seu lloc i provoca corrosió.
El comportament corrosiu del SDSS 2507 deformat es va avaluar per primera vegada mitjançant mesures electroquímiques.A la fig.La figura 1 mostra 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 picats estables a temperatura ambient, aquestes anàlisis van proporcionar informació sobre possibles esdeveniments de fallada i processos posteriors a la corrosió.El circuit equivalent (Fig. 1d) es va utilitzar per ajustar els espectres d'espectroscòpia d'impedància electroquímica (EIS), i els resultats d'ajust corresponents es mostren a la taula 1. Van aparèixer mig cercles incomplets en provar les mostres tractades amb solució i treballades en calent, mentre que els corresponents semicercles comprimits es van laminar en fred (Fig. 1b).En l'espectre EIS, el radi del semicercle es pot considerar com la resistència de polarització (Rp)25,26.El Rp del SDSS tractat amb solució a la taula 1 és d'uns 135 kΩ cm-2, però per als SDSS treballats en calent i laminats en fred podem veure valors molt inferiors de 34,7 i 2,1 kΩ cm-2 respectivament.Aquesta disminució significativa de Rp indica un efecte perjudicial de la deformació plàstica sobre la passivació i la resistència a la corrosió, tal com es mostra en els informes anteriors 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Diagrames de fase i impedància de Bode, i un model de circuit equivalent per a d, on RS és la resistència de l'electròlit, Rp és la resistència de polarització i QCPE és l'òxid de l'element de fase constant utilitzat per modelar la capacitat no ideal (n).Les mesures de l'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 de l'electròlit RS26.A mesura que la freqüència disminueix, la impedància augmenta i es troba un angle de fase negatiu, que indica la dominància de la capacitat.L'angle de fase augmenta, conservant el seu valor màxim en un rang de freqüències relativament ampli, i després disminueix (Fig. 1c).No obstant això, 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.Així, l'element de fase constant (CPE) QCPE s'utilitza per representar la distribució de la capacitat interfacial derivada de la rugositat o la deshomogeneïtat 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.QCPE és una constant independent de 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 n'és a 1, més propera és la CPE a la capacitat pura, i si n és a prop de zero, és la resistència.Una petita desviació de n, propera a 1, indica el comportament capacitiu no ideal de la superfície després de les proves de polarització.El QCPE de SDSS laminat en fred és molt superior al de productes similars, el que 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 SDSS generalment resulta en una resistència a la corrosió superior de SDSS a causa de la presència d'una pel·lícula d'òxid protectora passiva a la superfície17.Aquesta pel·lícula de passivació sol ser rica en òxids i/o hidròxids de Cr3+, integrant principalment òxids de Fe2+, Fe3+ i/o (oxi)hidròxids 33 .Malgrat la mateixa uniformitat superficial, la capa d'òxid passivant i cap dany visible a la superfície, tal com es determina per imatges microscòpiques,6,7 el comportament a la corrosió del SDSS treballat en calent i laminat en fred és diferent i, per tant, requereix un estudi en profunditat de la microestructura de deformació i les característiques estructurals de l'acer.
La microestructura de l'acer inoxidable deformat es va investigar quantitativament mitjançant raigs X d'alta energia interna i de sincrotró (figures suplementàries 1, 2).A la informació complementària es proporciona una anàlisi detallada.Tot i que corresponen en gran mesura al tipus de fase principal, es troben diferències en les fraccions de volum de fase, que es mostren a la taula complementària 1. Aquestes diferències es poden associar a fraccions de fase no homogènies a la superfície, així com a fraccions de fase volumètrica realitzades a diferents profunditats.detecció per difracció de raigs X.(XRD) amb diverses fonts d'energia de fotons incidents.La proporció relativament més alta d'austenita en mostres laminats en fred, determinada per XRD 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, de la reducció de la mida del gra, de l'augment de les microdeformacions i de la densitat de dislocació que es produeixen durant el tractament termomecànic36,37,38.Els exemplars treballats en calent presenten una naturalesa més granulosa, indicativa de grans de mida micres, mentre que els anells llisos observats en els exemplars laminats en fred (figura suplementària 3) indiquen un refinament important del gra a nanoescala en treballs anteriors6, que hauria de contribuir a la passivació de la pel·lícula.formació i augment de la resistència a la corrosió.La densitat de dislocació més alta sol associar-se amb una menor resistència a la picada, que coincideix 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, aquí es van escollir Cr, Fe, Ni i Ce39, ja que Cr és un element clau per a la formació d'una pel·lícula de passivació, Fe és l'element principal de l'acer i Ni millora la passivació i equilibra l'estructura de la fase ferrita-austenítica i el propòsit de la modificació de 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 Ce-2507 SDSS.Es va realitzar una anàlisi de dades adequada incorporant el calibratge energètic amb les dades publicades (per exemple, XAS 40, 41 sobre Fe L2, 3 vores).
A la fig.La figura 2 mostra imatges X-PEEM de Ce-2507 SDSS treballades en calent (Fig. 2a) i laminats en fred (Fig. 2d) i les vores XAS corresponents de Cr i Fe L2,3 en llocs marcats individualment.La vora L2,3 de la XAS sondeja els estats 3d desocupats després de la fotoexcitació d'electrons als nivells de divisió de l'òrbita espín 2p3/2 (vora L3) i 2p1/2 (vora L2).La informació sobre l'estat de valència de Cr es va obtenir de XAS a la vora L2, 3 de la figura 2b, e.Comparació amb els jutges.42,43 van mostrar que es van observar quatre pics a 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 mitjançant un camp cristal·lí de 2,0 eV44.Ambdues superfícies de SDSS treballades en calent i laminats en fred estan recobertes amb una capa relativament uniforme de Cr2O3.
una imatge tèrmica X-PEEM de SDSS tèrmicament deformada corresponent a b Cr L2.3 vora i c Fe L2.3 vora, d imatge tèrmica X-PEEM de SDSS laminat en fred corresponent a e Cr L2.3 vora i f Fe L2.3 costat (f).Els espectres XAS es representen en diferents posicions espacials marcades a les imatges tèrmiques (a, d), les línies de punts taronja a (b) i (e) representen els espectres XAS simulats de Cr3 + amb un valor de camp de cristall 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 baix a alt).
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 d'exemplars treballats en calent i laminats en fred.Ni XAS mostra els estats d'oxidació de Ni2 + a tota la superfície mesurada d'exemplars treballats en calent i laminats 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 laminats en fred va mostrar que 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 Fe canvia microregionalment el seu estat químic en set punts seleccionats aleatòriament del SDSS laminat en fred, tal com es mostra a la figura 2f.A més, per tal de tenir una idea precisa dels canvis en l'estat del Fe a les ubicacions seleccionades a la figura 2f, es van realitzar estudis de superfície locals (figura 3 i figura 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 camps de cristall mitjançant camps de cristall d'1,0 (Fe2+) i 1,0 (Fe3+)44. Observem que α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 tenen diferents simetries locals45,46, Fe3O4 té una combinació de Fe2+ i Fe3+,47 i FeO45 com a òxid de Fe2+ formalment divalent (3d6). Observem que α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 tenen diferents simetries locals45,46, Fe3O4 té una combinació de Fe2+ i Fe3+,47 i FeO45 com a òxid de Fe2+ formalment divalent (3d6).Tingueu en compte que α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 tenen diferents simetries locals45,46, Fe3O4 combina Fe2+ i Fe3+,47 i FeO45 en forma d'òxid formalment divalent Fe2+ (3d6).Tingueu en compte que α-Fe2O3 i γ-Fe2O3 tenen diferents simetries locals45,46, Fe3O4 té una combinació de Fe2+ i Fe3+,47 i FeO45 actua com un òxid de Fe2+ divalent formal (3d6).Tots els ions Fe3+ a α-Fe2O3 només tenen posicions Oh, mentre que γ-Fe2O3 sol representar-se per Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]ex. espinela O4 amb vacants en posicions, per exemple.Per tant, els ions Fe3+ a γ-Fe2O3 tenen posicions Td i Oh.Com s'ha esmentat en un article anterior45, tot i que la relació d'intensitat d'ambdós és diferent, la seva relació d'intensitat eg/t2g és ≈1, mentre que en aquest cas la relació d'intensitat observada eg/t2g és d'aproximadament 1. Això exclou la possibilitat que en la situació actual només hi hagi Fe3+.Tenint en compte el cas de Fe3O4 tant amb Fe2+ com amb Fe3+, la primera característica que se sap que té una vora L3 més feble (més forta) per a Fe indica un estat desocupat més petit (més gran) t2g.Això s'aplica a Fe2+ (Fe3+), que mostra que la primera característica de l'augment indica un augment del contingut de Fe2+47.Aquests resultats mostren que la coexistència de Fe2+ i γ-Fe2O3, α-Fe2O3 i/o Fe3O4 domina a la superfície laminat en fred dels compostos.
Imatges tèrmiques fotoelectròniques ampliades dels espectres XAS (a, c) i (b, d) que creuen la vora Fe L2,3 a diverses posicions espacials dins de les regions seleccionades 2 i E a les figures.2d.
Les dades experimentals obtingudes (Fig. 4a i Fig. 11 suplementària) es representen i es comparen amb les dades dels compostos purs 40, 41, 48. Tres tipus diferents d'espectres XAS de vora L Fe observats experimentalment (XAS-1, XAS-2 i XAS-3: Fig. 4a).En particular, es va observar l'espectre 2-a (indicat com a XAS-1) a la figura 3b seguit de l'espectre 2-b (etiquetat XAS-2) a tota l'àrea de detecció, mentre que es van observar espectres com E-3 a la figura 3d (etiquetat XAS-3) en llocs específics.Per 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 energètica L3-L2., ( 4) Relació d'intensitat L2/L3.Segons les observacions visuals (Fig. 4a), els tres components Fe, és a dir, Fe0, Fe2+ i Fe3+, estan presents a la superfície SDSS objecte d'estudi.La relació d'intensitat calculada L2/L3 també va indicar la presència dels tres components.
a Espectres XAS simulats de Fe amb tres dades experimentals diferents observades (les línies sòlides XAS-1, XAS-2 i XAS-3 corresponen a 2-a, 2-b i E-3 a la Fig. 2 i 3) Comparació, Octaedres Fe2+, Fe3+ amb valors de camp cristal·lí d'1,0 eV i XAS-mesuran, respectivament, les dades experimentals AS-, bd, 1,5 e V, respectivament XAS-3) i les dades LCF optimitzades corresponents (línia negra sòlida), i també en forma d'espectres XAS-3 amb estàndards Fe3O4 (estat mixt de Fe) i Fe2O3 (Fe3+ pur).
Es va utilitzar una combinació lineal (LCF) dels tres estàndards 40, 41, 48 per quantificar la composició d'òxid de ferro.LCF es va implementar per a tres espectres XAS Fe L-edge seleccionats que mostren el contrast més alt, és a dir, 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 pel fet que vam observar una petita cornisa en totes les dades, i també pel fet que el ferro metàl·lic és el component principal de l'acer. De fet, la profunditat de prova de X-PEEM per Fe (~ 6 nm)49 és més gran que el gruix estimat de la capa d'oxidació (lleugerament > 4 nm), permetent la detecció del senyal de la matriu de ferro (Fe0) sota la capa de passivació. De fet, la profunditat de prova de X-PEEM per Fe (~ 6 nm)49 és més gran que el gruix estimat de la capa d'oxidació (lleugerament > 4 nm), permetent 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 толсояно но к 49 ), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. De fet, la profunditat de la sonda X-PEEM per Fe (~ 6 nm)49 és més gran que el gruix suposat 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（啥> 4 nm（检测深度大于估计的氧化层厚度（略> 4 nm（啥> 4 nm（啥>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 略> 4 nm 杵慣度钝化层 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 信号号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполатае масод немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пасюсивоя.го. De fet, la profunditat de detecció de Fe (~ 6 nm) 49 per X-PEEM és superior al gruix esperat de la capa d'òxid (lleugerament > 4 nm), cosa que 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 fig.La figura 4b mostra l'espectre XAS-1 per a la combinació de Fe2+ i Fe3+, on les proporcions de Fe2+ i Fe3+ eren similars al voltant d'un 45%, cosa que indica estats d'oxidació mixtes de Fe.Mentre que per a l'espectre XAS-2, el percentatge de Fe2+ i Fe3+ es converteix en ~ 30% i 60%, respectivament.Fe2+ ​​​​és menor que Fe3+.La proporció de Fe2+ a Fe3, igual a 1:2, significa que el Fe3O4 es pot formar a la mateixa proporció entre els ions Fe.A més, per a l'espectre XAS-3, el percentatge de Fe2+ i Fe3+ es converteix en ~10% i 80%, la qual cosa indica una major conversió de Fe2+ a Fe3+.Com s'ha esmentat anteriorment, Fe3+ pot provenir de α-Fe2O3, γ-Fe2O3 o Fe3O4.Per entendre la font més probable de Fe3 +, l'espectre XAS-3 es va representar amb diferents estàndards de Fe3 + a la figura 4e, mostrant similitud amb ambdós estàndards quan es considera el pic B.Tanmateix, la intensitat dels pics de l'espatlla (A: 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 Fe 2p XAS d'A SDSS té una intensitat lleugerament superior (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 + està present a les posicions Oh i Td, la identificació de diferents estats de valència i coordinació només al llarg de la vora L2,3 o la relació d'intensitat L2/L3 segueix sent objecte d'investigació en curs.discussió per la complexitat dels diferents 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 mitjançant la classificació de tots els espectres XAS obtinguts a la superfície de la mostra mitjançant el mètode d'agrupació K-means.Els perfils de vora Cr L formen dos grups òptims distribuïts espacialment als exemplars treballats en calent i laminats en fred que es mostren a les Figs.5. És evident que no es perceben canvis estructurals locals com a similars, ja que els dos centroides dels espectres XAS Cr són comparables.Aquestes formes espectrals dels dos cúmuls són gairebé idèntiques a les corresponents a Cr2O342, la qual cosa significa que les capes de Cr2O3 estan espaiades de manera relativament uniforme al SDSS.
Cr L K-significa cúmuls de regió de vora, i b és els corresponents centroides XAS.Resultats de la comparació K-means X-PEEM de SDSS laminat en fred: regió de vora c Cr L2.3 de clústers K-means i d centreides XAS corresponents.
Per il·lustrar mapes de vora FeL més complexos, es van utilitzar quatre i cinc clústers optimitzats i els seus centroides associats (perfils espectrals) per a exemplars treballats en calent i laminats en fred, respectivament.Per tant, el percentatge (%) de Fe2+ i Fe3+ es pot obtenir ajustant el LCF mostrat a la Fig.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.L'epseudo s'estima aproximadament per la regla de barreja,
on \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) és igual a \(\rm{Fe} + 2e^ – \ a \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 i 0,036 V, respectivament.Les regions amb un potencial menor tenen un contingut més elevat del compost Fe3+.La distribució potencial en mostres deformades tèrmicament té un caràcter en capes amb un canvi màxim d'uns 0,119 V (Fig. 6a, b).Aquesta distribució 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).Per contra, 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 i/o (oxi)hidròxids de Fe3+ són els principals constituents de l'òxid de l'acer i són permeables a l'oxigen i l'aigua50.En aquest cas, les illes riques en Fe3+ es consideren distribuïdes localment i es poden considerar zones corroïdes.Al mateix temps, el gradient en el camp potencial, més que el valor absolut del potencial, es pot utilitzar com a indicador per a la localització de llocs de corrosió actius.Aquesta distribució desigual de Fe2+ i Fe3+ a la superfície del SDSS laminat en fred pot canviar la química local i proporcionar una superfície activa més pràctica durant les reaccions de corrosió i la ruptura de la pel·lícula d'òxid, permetent que la matriu metàl·lica subjacent continuï corroint-se, donant lloc a una heterogeneïtat interna.propietats i reduir les propietats protectores de la capa de passivació.
K-significa cúmuls i centreides XAS corresponents a la regió de vora Fe L2.3 de X-PEEM ac i df deformats en calent de SDSS laminats en fred.a, d K-significa trames de clúster superposades a imatges X-PEEM.El potencial de pseudoelèctrode calculat (Epseudo) s'esmenta juntament amb el diagrama de clúster 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.
Cr relativament uniforme, però un estat químic diferent de Fe condueix a diferents patrons de corrosió i danys a la pel·lícula d'òxid en 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 escenaris següents basats en l'anàlisi X-PEEM.Una petita espatlla corresponent a Fe0 s'associa amb el ferro metàl·lic subjacent.La reacció del Fe metàl·lic amb l'entorn dóna lloc a la formació d'una capa de Fe(OH)2 (equació (5)), que millora el senyal de Fe2+ al XAS de la vora L de Fe.L'exposició prolongada a l'aire pot provocar la formació d'òxids de Fe3O4 i/o Fe2O3 després de Fe(OH)252,53.També es poden formar dues formes estables de Fe, Fe3O4 i Fe2O3 a la capa protectora rica en Cr3+, de la qual Fe3O4 prefereix una estructura uniforme i enganxosa.La presència d'ambdós dóna lloc a estats d'oxidació mixtes (espectre XAS-1).L'espectre XAS-2 correspon principalment a 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 dóna lloc a una intensitat més alta del pic A.
L'espectre XPA mostra que el component Fe de 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 mostres laminats en fred.El comportament observat es pot entendre com l'heterogeneïtat de l'estat d'oxidació químic a la capa superior (Fe), que afecta el rendiment de la corrosió.A causa de la mateixa estequiometria de la capa superior (òxid de ferro) i de 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, que, al seu torn, comporta un augment de la resistència a la corrosió.Per tant, una relació estequiomètrica contínua, és a dir, un estat d'oxidació de Fe, és preferible als canvis estequiomètrics bruscos.El SDSS deformat per calor té una superfície més uniforme, una capa protectora més densa i una millor resistència a la corrosió.Mentre que per als SDSS laminats 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, la qual cosa condueix a una forta caiguda de Rp (taula 1).L'espectre EIS i la seva resistència a la corrosió es redueixen.Es pot veure que la distribució local de les 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.Així, aquest estudi presenta imatges microscòpiques espectroscòpiques de la reducció de la resistència a la corrosió de mostres SDSS estudiades pel mètode de deformació plàstica.
A més, tot i que l'aliatge de terres rares en acers de fase dual mostra un millor rendiment, la interacció d'aquest element additiu amb la matriu d'acer individual en termes de comportament a la corrosió segons la microscòpia espectroscòpica segueix sent esquiva.L'aparició de senyals de Ce (mitjançant les vores XAS M) només apareix en alguns llocs durant la laminació en fred, però desapareix durant la deformació en calent del 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 SDSS6,7, la presència d'elements de terres rares redueix la mida de les inclusions i es creu que inhibeix la perforació a la regió inicial54.
En conclusió, aquest treball revela l'efecte de l'heterogeneïtat de la superfície sobre la corrosió de 2507 SDSS modificat amb ceri quantificant el contingut químic dels components a nanoescala.Responem a la pregunta per què l'acer inoxidable es corroeix fins i tot sota una capa d'òxid protectora quantificant la seva microestructura, la química de la superfície i el processament del senyal mitjançant l'agrupament de 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 Fe2+/Fe3+ mixt, 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 de passivació 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 els 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 inclou un aliatge mestre Fe-Ce segellat amb un tub de ferro pur en un forn d'inducció de freqüència mitjana 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 complementària 2. Els lingots es forgen primer en calent en blocs.A continuació, es va recuit a 1050 °C durant 60 min per obtenir acer en estat de solució sòlida, i després es va apagar en aigua a temperatura ambient.Les mostres estudiades es van estudiar amb detall mitjançant TEM i DOE per estudiar les fases, la mida del gra i la morfologia.Es pot trobar informació més detallada sobre mostres i procés de producció a altres fonts6,7.
Es van processar mostres cilíndriques (φ10 mm × 15 mm) per a la 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 mitjançant un simulador tèrmic Gleeble-3800 a una velocitat de tensió 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 temperatura, la mostra es va deformar fins a un valor de tensió real de 0,7.Després de la deformació, les mostres es van apagar immediatament amb aigua per preservar l'estructura deformada.A continuació, 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 tensió calenta de 1050 ° C, 10 s-1 perquè la microduresa observada era més alta que la d'altres exemplars7.
Es van utilitzar mostres massives (80 × 10 × 17 mm3) de la solució sòlida Ce-2507 en un molí de dos rotlles asíncrons trifàsics LG-300 amb les millors propietats mecàniques entre tots els altres nivells de deformació6.La velocitat de tensió i la reducció de gruix per a cada camí són 0,2 m·s-1 i 5%, respectivament.
Es va utilitzar una estació de treball electroquímica Autolab PGSTAT128N per a mesures electroquímiques SDSS després de laminació en fred fins a una reducció del 90% del gruix (deformació real equivalent a 1,0) i després de premsar en calent a 1050 ° C durant 10 s-1 fins a una tensió real de 0,7.L'estació de treball té una cèl·lula de tres elèctrodes amb un elèctrode de calomel saturat com a elèctrode de referència, un contraelèctrode de grafit i una mostra 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 filferros de coure.A continuació, es van fixar les mostres 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 poliment i el poliment posteriors per evitar esquerdes.Les superfícies de treball es van rectificar 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 perquè és corrosiu en presència d'ions clorur amb una forta capacitat oxidant i pH baix. Normes ambientals G48 i A923.Submergiu la mostra a la solució de prova durant 1 hora per arribar a l'estat estacionari abans de fer qualsevol mesura.Per a mostres de solució sòlida, formades en calent i laminats en fred, es van realitzar 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'1 105 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 que mesuraven 1 × 1 × 1,5 mm3 per quantificar la composició de la fase del feix d'un wiggler 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 superior a la de Cu Kα (8 keV) que s'utilitza habitualment com a font de raigs X de laboratori.La mostra es va localitzar 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, detector de raigs X de pantalla plana, píxels de 200 µm, 40 × 40 cm2 amb un temps d'exposició de 0,3 s i 120 fotogrames.
Les mesures X-PEEM de dos sistemes models seleccionats es van dur a terme a l'estació final Beamline MAXPEEM PEEM 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 de buit ultraalt abans de ser irradiades amb fotons de sincrotró.La resolució energètica de la línia del feix es va obtenir mesurant l'espectre de rendiment iònic a la regió d'excitació des de N 1 s fins a 1\(\pi _g^ \ast\) prop de hv = 401 eV a N2 amb la dependència de l'energia fotònica d'E3/2, 57. L'espectre d'aproximació va donar ΔE (amplada de línia) eV al voltant de l'amplada de l'energia eV en l'abast espectral. Per tant, es va estimar que la resolució de l'energia de la línia de llum era E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 i un flux ≈1012 ph/s mitjançant la utilització d'un monocromador SX-700 modificat amb una reixa Si 1200-line mm−1 per a la vora Fe 2p L2,3, L2, L2,3, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L3 ,5 vora. Per tant, es va estimar que la resolució d'energia de la línia de llum era E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 i un flux ≈1012 ph/s mitjançant la utilització d'un monocromador SX-700 modificat amb una reixa Si 1200-line mm−1 per a la vora Fe 2p L2.3, L2.3 i L2.3, C2.3. .5 vora. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 зрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 Вто 0,3 эВ В В В В ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 шеткой Si 1200 шеткой, L2000 шл2 хтримх 2 штрим 2 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 un flux ≈1012 f/s utilitzant un monocromador SX-700 modificat amb una xarxa de Si de 1200 línies/mm per a la vora Fe 2p L2, 3, 2p L2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 3, 3 i 3. 4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，通迨1 倚迨1 倚迨1 eV > 2000光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缘和5、Cr 2p L2,3 边缘缘,5 C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 ， 1012 PH/S ４ 朦 0,3 EV ４ 朦 0,3 EV>线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 、Cr 2p L2.3 〼Cr 2p L2.3 〼Cr 2p L2.3 M4.5 边缘.Així, quan s'utilitza un monocromador SX-700 modificat amb una reixa de Si de 1200 línies.3, vora Cr 2p L2.3, vora Ni 2p L2.3 i vora Ce M4.5.Escaneja l'energia fotònica en passos de 0,2 eV.A cada energia, les imatges PEEM es van gravar mitjançant un detector CMOS acoblat a fibra TVIPS F-216 amb 2 x 2 bins, que proporciona una resolució de 1024 × 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 realitzar amb una incidència normal mitjançant un feix de fotons polaritzat linealment.Es pot trobar més informació sobre les mesures en un estudi anterior.Després d'estudiar el mode de detecció del rendiment total d'electrons (TEY) i la seva aplicació a X-PEEM49, s'estima que la profunditat de prova d'aquest mètode és d'uns 4-5 nm per al senyal Cr i uns 6 nm per al Fe.La profunditat de Cr és molt propera al gruix de la pel·lícula d'òxid (~ 4 nm) 60,61 mentre que la profunditat de Fe és més gran que el gruix.La XRD recollida a la vora de Fe L és una barreja de XRD d'òxids de ferro i Fe0 de la matriu.En el primer cas, la intensitat dels electrons emesos prové de tots els tipus possibles d'electrons que contribueixen a TEY.Tanmateix, un senyal de ferro pur requereix una major energia cinètica 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 Fe0 es deu principalment als electrons Auger LVV, així com als electrons secundaris emesos per aquests.A més, la intensitat TEY aportada per aquests electrons decau durant el camí d'escapament d'electrons, reduint encara més la resposta espectral Fe0 al mapa XAS de ferro.
La integració de 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.La agrupació K-means s'utilitza àmpliament en diversos camps, com ara la visió artificial, el processament d'imatges, el reconeixement de patrons no supervisat, la intel·ligència artificial i l'anàlisi classificatòria.Per exemple, la agrupació K-means ha funcionat bé en agrupar dades d'imatges hiperespectrals.En principi, per a dades amb múltiples funcions, l'algoritme K-means pot agrupar-les fàcilment en funció de la informació sobre els seus atributs (propietats d'energia fotogràfica).La agrupació K-means és un algorisme iteratiu per dividir les dades en K grups no superposats (clusters), on cada píxel pertany a un clúster específic en funció de la distribució espacial de la inhomogeneïtat química en la composició microestructural de l'acer.L'algorisme K-means inclou dues etapes: en la primera etapa, es calculen els centroides K, i en la segona etapa, a cada punt se li assigna un clúster amb els centroides veïns.El centre de gravetat d'un clúster es defineix com la mitjana aritmètica dels punts de dades (espectre XAS) d'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 cúmuls mitjançant K-means63.Els darrers passos de l'algorisme de agrupació 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 Assigna cada píxel al centroide més proper.A continuació, torneu a calcular les posicions del centroide K de la següent manera:
Pas 4. Repetiu el procés (equacions (7) i (8)) fins que els centroides convergeixen.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 de les 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 un fotó.imatge espectral d'energia.L'algoritme K-means s'utilitza per explorar regions d'interès en dades X-PEEM separant píxels (clusters o subblocs) segons les seves característiques espectrals i extreure els millors centroides (perfils espectrals XAS) per a cada analit.clúster).S'utilitza per estudiar la distribució espacial, els canvis espectrals locals, el comportament d'oxidació i els estats químics.Per exemple, es va utilitzar l'algoritme de agrupació K-means per a regions de vora L Fe i Cr L-bord en X-PEEM treballat en calent i laminat en fred.Es van provar diversos nombres de cúmuls K (regions de microestructura) per trobar els cúmuls i els centroides òptims.Quan es mostren aquests números, els píxels es reassignen als centroides de 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 a petició raonable del respectiu autor del WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Tenacitat a la fractura d'un acer inoxidable dúplex soldat. Sieurin, H. & Sandström, R. Tenacitat a la fractura d'un acer inoxidable dúplex soldat. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Tenacitat a la fractura d'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. & Sandström, R. Tenacitat a la fractura dels acers inoxidables dúplex soldats.Britannia.Part fraccionada.pell.73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Resistència a la corrosió dels acers inoxidables dúplex en àcids orgànics seleccionats i ambients d'àcids/clorur orgànics. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Resistència a la corrosió dels acers inoxidables dúplex en àcids orgànics seleccionats i ambients d'àcids/clorur orgànics.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.i Van Der Merwe, J. Resistència a la corrosió dels acers inoxidables dúplex en entorns 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在特定的orgànic酸和orgànic酸/entorn clorat的耐过性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.i Van Der Merwe, J. Resistència a la corrosió dels 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. & Balikoev, A. Nova generació d'acers súper dúplex per a equips de producció de gas i petroli. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nova generació d'acers súper dúplex 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 d'acer inoxidable dúplex grau 2507. Metall. Kingklang, S. i Uthaisangsuk, V. Investigació del comportament de deformació en calent d'acer inoxidable dúplex grau 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей сталиL 2507к. Kingklang, S. i Uthaisangsuk, V. A Study of Hot Deformation Behavior of Type 2507 Duplex Stainless Steel.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. Investigation of the Hot Deformation Behavior of Type 2507 Duplex Stainless Steel.Metall.Alma mater.tràngol.48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al.Efecte de la laminació en fred controlada sobre la microestructura i les propietats mecàniques de l'acer inoxidable SAF 2507 superdúplex modificat amb ceri.Alma mater.la ciència.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.dipòsit d'emmagatzematge.tecnologia.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 de Ce sobre la microestructura i propietats dels acers inoxidables superferrítics 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. i Sun, S. Efectes de Ce sobre la microestructura i 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 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. & Sun, S. Efecte de Ce sobre la microestructura i propietats de l'acer inoxidable súper acer 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 de Ce sobre la microestructura i les propietats de l'acer inoxidable superferrític 27Cr-3,8Mo-2Ni.Senyal de ferro.Steelmak 47, 67–76 (2020).