Gràcies per visitar Nature.com. Esteu utilitzant una versió del navegador amb 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). A més, per garantir una assistència contínua, mostrem el lloc web sense estils ni JavaScript.
Mostra un carrusel de tres diapositives alhora. Feu servir els botons Anterior i Següent per moure's per tres diapositives alhora o feu servir els botons lliscants del final per moure's per tres diapositives alhora.
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 solen estar associades a la destrucció d'aquestes capes, però rarament a l'aparició d'inhomogeneïtats superficials, depenent del nivell microscòpic. En aquest treball, l'heterogeneïtat química superficial a nanoescala, detectada mitjançant microscòpia espectroscòpica i anàlisi quimiomètrica, domina inesperadament la fractura i la corrosió de l'acer inoxidable superdúplex modificat amb ceri laminat en fred 2507 (SDSS) durant la seva deformació en calent. Tot i que la microscòpia fotoelectrònica de raigs X va mostrar una cobertura relativament uniforme de la capa natural de Cr2O3, el rendiment de passivació de l'SDSS laminat en fred va ser deficient a causa de la distribució local de nanoilles riques en Fe3+ a la capa d'òxid de Fe/Cr. Aquest coneixement a escala atòmica 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, les propietats anticorrosió del ferrocrom s'han atribuït al crom, que forma òxids/oxihidròxids forts i presenta un comportament passivant en la majoria d'entorns. En comparació amb els acers inoxidables convencionals (austenítics i ferrítics) 1, 2, 3, els acers inoxidables superdúplex (SDSS) tenen una millor resistència a la corrosió i excel·lents propietats mecàniques. L'augment de la 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, ampliant així la seva aplicació al 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 es modifica per millorar el rendiment anterior. Per exemple, la modificació Ce es va introduir a l'SDSS 2507 (Ce-2507) amb un alt contingut de nitrogen6,7,8. L'element de terres rares (Ce), a una concentració adequada del 0,08% en pes, 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 milloren 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 (criogènica, freda i calenta) per aconseguir excel·lents propietats mecàniques6,7,8. Tanmateix, l'excel·lent resistència a la corrosió de l'SDSS a causa de la presència d'una fina pel·lícula d'òxid a la superfície es veu afectada per molts factors, com ara l'heterogeneïtat inherent a causa de la presència de fases heterogènies amb diferents límits de gra, precipitats no desitjats i diferents deformacions de resposta de les fases austenítiques i ferrítiques7. Per tant, l'estudi de les propietats del domini microscòpic d'aquestes pel·lícules fins al nivell de l'estructura electrònica esdevé crucial 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 i la microscòpia de fotoemissió de raigs X durs (HAX-PEEM)16 generalment no han aconseguit detectar diferències químiques en els estats químics de les capes superficials del mateix element en diferents llocs de l'espai nanoescalar. Diversos estudis recents han correlacionat l'oxidació localitzada del crom amb el comportament de corrosió observat dels acers inoxidables austenítics17, els acers martensítics18 i els SDSS19,20. 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, que han heretat una mida petita com a resultat del tractament termomecànic, es troben molt a prop els uns dels altres, però difereixen en composició i estat d'oxidació16,21. Per tant, per detectar l'esquerdament de les pel·lícules d'òxid i la posterior picadura, cal comprendre l'heterogeneïtat superficial a nivell microscòpic. Malgrat aquests requisits, encara falten estimacions quantitatives com l'heterogeneïtat lateral en l'oxidació, especialment per al Fe a nanoescala i atòmica, i la seva correlació amb la resistència a la corrosió continua sense explorar. Fins fa poc, l'estat químic de diversos elements, com el Fe i el Ca22, en mostres d'acer es caracteritzava quantitativament mitjançant microscòpia fotoelectrònica de raigs X suaus (X-PEEM) en instal·lacions de radiació de sincrotró a nanoescala. Combinada amb l'espectroscòpia d'absorció de raigs X químicament sensible (XAS), l'X-PEEM permet mesures XAS amb alta resolució espacial i espectral, proporcionant informació química sobre la composició dels elements i el seu estat químic amb una resolució espacial de fins a vint-i-tres nanòmetres. Aquesta observació espectromicroscòpica de l'inici facilita les observacions químiques locals i pot demostrar canvis químics a l'espai de la capa de ferro que no s'han investigat prèviament.
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 un enfocament quimiomètric K-means24 agrupat per cartografiar l'heterohomogeneïtat química global dels elements implicats, els estats químics dels quals es presenten en una representació estadística. A diferència de la corrosió iniciada per la destrucció de la pel·lícula d'òxid de crom en el cas tradicional, actualment s'atribueix una menor passivació i una menor resistència a la corrosió a nanoilles localitzades riques en Fe3+ prop de la capa d'òxid de Fe/Cr, que poden ser propietats protectores. L'òxid destrueix la pel·lícula puntejada i provoca 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 una solució aquosa àcida (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 experimentar picadures estables a temperatura ambient, l'anàlisi va proporcionar informació sobre possibles esdeveniments de fallada i corrosió posterior. El circuit equivalent (Fig. 1d) es va utilitzar per ajustar l'espectre d'espectroscòpia d'impedància electroquímica (EIS), i els resultats de l'ajust corresponents es mostren a la taula 1. Els semicercles incomplets apareixen en mostres tractades en solució i treballades en calent, mentre que els semicercles comprimits apareixen en contraparts laminades en fred (Fig. 1b). En l'espectroscòpia EIS, el radi del semicercle es pot considerar com la resistència de polarització (Rp)25,26. La Rp de la pista tractada en solució a la Taula 1 és d'uns 135 kΩ cm–2, però els valors de la pista treballada en calent i laminada en fred són molt més baixos, 34,7 i 2,1 kΩ cm–2, respectivament. Aquesta reducció significativa de la Rp mostra l'efecte perjudicial de la deformació plàstica sobre la passivació i la resistència a la corrosió, tal com es mostra en informes anteriors27,28,29,30.
a Diagrames d'impedància i fase de Nyquist, b, c de Bode, i d models de circuits equivalents corresponents, 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 EIS es fan a potencial de circuit obert.
Les constants simultànies es mostren al diagrama de Bode, amb una meseta en el rang d'alta freqüència que 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 un màxim en un rang de freqüències relativament ampli, i després disminueix (Fig. 1c). Tanmateix, en els tres casos, aquest 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 (CPE) de QCPE s'utilitza per representar distribucions de capacitància interfacial derivades de la rugositat o la inhomogeneïtat de la superfície, especialment a escala atòmica, la geometria fractal, la porositat de l'elèctrode, el potencial no uniforme i la geometria amb la forma dels elèctrodes31,32. Impedància CPE:
on j és el nombre imaginari i ω és la freqüència angular. El QCPE és una constant independent de la freqüència que és proporcional a l'àrea oberta efectiva de l'electròlit. n és un nombre de potència adimensional que descriu la desviació d'un condensador de la capacitància ideal, és a dir, com més a prop estigui n d'1, més a prop estigui el CPE de purament capacitiu, mentre que si n és proper a zero, sembla resistiu. Petites desviacions de n, properes a 1, indiquen el comportament capacitiu no ideal de la superfície després de les proves de polarització. El QCPE del SDSS laminat en fred és significativament més alt que els seus homòlegs, 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 excel·lent resistència a la corrosió de l'SDSS a causa de la presència d'una pel·lícula d'òxid protectora passivant a la superfície17. Aquestes pel·lícules passivants solen ser riques en òxids i/o hidròxids de Cr3+, principalment en combinació amb Fe2+, òxids de Fe3+ i/o (oxi)hidròxids33. Malgrat la mateixa uniformitat superficial, capa d'òxid passivant i cap esquerdament superficial observat segons les mesures microscòpiques6,7, el comportament a la corrosió de l'SDSS treballat en calent i laminat en fred és diferent, per la qual cosa cal un estudi en profunditat de les característiques microestructurals per a la deformació de l'acer.
La microestructura de l'acer inoxidable deformat es va estudiar quantitativament mitjançant raigs X d'alta energia intrínsecs i de sincrotró (figures suplementàries 1, 2). A la informació suplementària es proporciona una anàlisi detallada. Tot i que hi ha un consens general sobre el tipus de fase principal, es van trobar diferències en les fraccions de fase massiva, que es mostren a la taula suplementària 1. Aquestes diferències poden ser degudes a fraccions de fase no homogènies a la superfície i al volum, que es veuen afectades per diferents profunditats de detecció de difracció de raigs X (XRD). ) amb diferents fonts d'energia de fotons incidents34. Les fraccions d'austenita relativament altes en mostres laminades en fred determinades per XRD a partir d'una font de laboratori indiquen una millor passivació i després una millor resistència a la corrosió35, mentre que resultats més precisos i estadístics suggereixen tendències oposades en les fraccions 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 van mostrar una naturalesa més granulosa, indicativa de grans de mida micromètrica, mentre que els anells llisos observats a les mostres laminats en fred (Fig. suplementària 3) van ser indicatius d'un refinament significatiu del gra a mida nanomètrica en treballs anteriors. Això hauria d'afavorir la formació de pel·lícules passives i l'augment de la resistència a la corrosió. Una densitat de dislocacions més alta sol associar-se amb una menor resistència a les picadures, la qual cosa concorda bé amb les mesures electroquímiques.
Els canvis en l'estat químic dels microdominis dels elements principals es van estudiar sistemàticament mitjançant X-PEEM. Tot i que hi ha més elements d'aliatge, aquí s'han escollit Cr, Fe, Ni i Ce39, ja que Cr és l'element clau per formar la pel·lícula passiva, Fe és l'element principal per a l'acer i Ni millora la passivació i equilibra la fase ferrita-austenítica. L'estructura i la modificació són l'objectiu del Ce. Ajustant l'energia del feix de sincrotró, XAS va capturar les principals característiques del Cr (vora L2.3), Fe (vora L2.3), Ni (vora L2.3) i Ce (vora M4.5) de la superfície. -2507 SDSS. Es va realitzar una anàlisi de dades adequada incloent-hi la calibració d'energia amb dades publicades (per exemple, XAS sobre Fe L2, 3 nervadures40,41).
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 Cr i Fe L2,3 corresponents en posicions marcades individualment. La vora XAS L2,3 explora els estats 3d desocupats dels electrons després de la fotoexcitació 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 a partir de l'anàlisi de difracció de raigs X de la vora L2,3 a la figura 2b,d. Comparació d'enllaços. 42, 43 van mostrar que es van observar quatre pics A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) i D (582,2 eV) prop de la vora L3, reflectint ions Cr3+ octaèdrics, corresponents a Cr2O3. Els espectres experimentals coincideixen amb els càlculs teòrics, com es mostra als panells b i e, obtinguts a partir de múltiples càlculs de 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.
a Imatge tèrmica de SDSS conformat en calent X-PEEM 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 f Fe L2.3 del costat (e). Els espectres XAS representats en diverses posicions espacials marcades a les imatges tèrmiques (a, d) per les línies de punts taronges a (b) i (e) representen espectres XAS simulats de Cr3+ amb un valor de camp cristal·lí de 2.0 eV. Per a les imatges X-PEEM, s'utilitza 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 va romandre igual. Dibuix addicional. A la figura 5-9 es 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 l'estat 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 s'observa el senyal XAS de Ce, mentre que l'espectre de Ce3+ de les mostres laminades en fred s'observa en un punt. L'observació de taques de Ce en mostres laminades en fred va mostrar que el Ce existeix principalment en forma de precipitats.
En SDSS deformat tèrmicament, no es va observar cap canvi estructural local en XAS a la vora Fe L2.3 (Fig. 2c). Tanmateix, com es mostra a la fig. 2f, la matriu de Fe canvia microscòpicament el seu estat químic en set punts seleccionats aleatòriament en el SDSS laminat en fred. 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 de Fe2+ es van modelar mitjançant càlculs de camp cristal·lí multiplet 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 combinacions 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 s'expressa normalment com 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 el treball anterior, tot i que les relacions d'intensitat dels dos són diferents, 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 només hi hagi Fe3+ present en aquest cas. Considerant el cas del Fe3O4 amb combinacions de Fe2+ i Fe3+, se sap que una primera característica més feble (forta) a la vora L3 del Fe indica una desocupació menor (major) en l'estat t2g. Això s'aplica al Fe2+ (Fe3+), que indica un augment del primer signe que indica un augment del contingut de Fe2+47. Aquests resultats mostren que el Fe2+ i γ-Fe2O3, α-Fe2O3 i/o Fe3O4 predominen a les superfícies laminades en fred dels compostos.
Imatges tèrmiques de fotoemissió electrònica ampliades dels espectres XAS (a, c) i (b, d) a través de 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 van representar gràficament i es van comparar amb les dels compostos purs 40, 41, 48. Bàsicament, es van observar tres tipus diferents d'espectres XAS de vora L de Fe observats experimentalment (XAS-1, XAS-2 i XAS-3: Fig. 4a) en ubicacions espacialment diferents. En particular, es va observar un espectre similar a 2-a (denotat com a XAS-1) a la Fig. 3b sobre tota la regió d'interès, seguit d'un espectre 2-b (etiquetat com a XAS-2), mentre que es va observar un espectre similar a E-3 a la Fig. 3d (anomenat XAS-3) en certes ubicacions localitzades. Normalment, s'utilitzen quatre paràmetres per identificar els estats de valència presents en una mostra de sonda: (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 estudiat. La relació d'intensitat L2/L3 calculada també va indicar la presència dels tres components.
a S'han observat tres dades experimentals diferents (les línies contínues XAS-1, XAS-2 i XAS-3 corresponen a 2-a, 2-b i E-3 a la Fig. 2 i la Fig. 3) en comparació amb espectres de comparació XAS simulats, octaedres Fe2+, Fe3+, valors de camp cristal·lí d'1.0 eV i 1.5 eV, respectivament, b–d Dades experimentals mesurades (XAS-1, XAS-2, XAS-3) i dades LCF optimitzades corresponents (línia negra contínua), i comparació dels espectres XAS-3 amb els estàndards Fe3O4 (estat mixt de Fe) i Fe2O3 (Fe3+ pur).
Es va utilitzar un ajust de combinació lineal (LCF) dels tres estàndards40,41,48 per quantificar la composició de l'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, 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 considerar un 10% de Fe0 en tots els casos a causa de la petita vora que vam observar en totes les dades i al fet que el metall ferrós 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.De fet, X-PEEM detecta Fe (~6 nm)49 més profund que el gruix esperat de la capa d'òxid (poc més de 4 nm), cosa que permet la detecció de senyals 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 la combinació de Fe2+ i Fe3+ a l'espectre XAS-1, on les proporcions de Fe2+ i Fe3+ són properes, al voltant del 45%, cosa que indica un estat d'oxidació mixt del Fe. Mentre que per a l'espectre XAS-2, el percentatge de Fe2+ i Fe3+ esdevé del ~30% i el 60%, respectivament. El contingut de Fe2+ és inferior al de Fe3+. La proporció Fe2+ a Fe3 d'1:2 significa que es pot formar Fe3O4 amb la mateixa proporció d'ions Fe. A més, per a l'espectre XAS-3, els percentatges de Fe2+ i Fe3+ van canviar a ~10% i 80%, cosa que indica una conversió més alta de Fe2+ a Fe3+. Com s'ha esmentat anteriorment, Fe3+ pot provenir d'α-Fe2O3, γ-Fe2O3 o Fe3O4. Per entendre la font més probable de Fe3+, els espectres XAS-3 es representen juntament amb diversos estàndards de Fe3+ a la figura 4e, mostrant similitud amb els dos estàndards quan es considera el pic B. Tanmateix, la intensitat 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 igual, al de γ-Fe2O3. En comparació amb el γ-Fe2O3 a granel, la intensitat XAS de Fe2p del pic A de SDSS és lleugerament més alta (figura 4e), cosa que indica una intensitat de Fe2+ més alta. Tot i que l'espectre de XAS-3 és similar al de γ-Fe2O3, on Fe3+ és present tant a les posicions Oh com Td, la identificació de diferents estats de valència i la coordinació només per la vora L2,3 o la relació d'intensitat L2/L3 continua sent un problema, un tema recurrent de discussió a causa de la complexitat dels diversos factors implicats en l'espectre final41.
A més de la discriminació espectral dels estats químics de les regions d'interès seleccionades descrites anteriorment, 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 es van establir de manera que formessin dos clústers òptims distribuïts espacialment en les mostres treballades en calent i laminades en fred que es mostren a les figures 5. És evident que no es van observar canvis estructurals locals, ja que els dos centroides dels espectres XAS de Cr són molt similars. Aquestes formes espectrals dels dos clústers són gairebé idèntiques a les corresponents a Cr2O342, la qual cosa significa que les capes de Cr2O3 estan distribuïdes de manera relativament uniforme sobre l'SDSS.
un clúster de regions Cr de vora L amb K-mitges, b centroides XAS corresponents. Resultats de la comparació X-PEEM de K-mitges de SDSS laminat en fred: c clústers de regions de vora K-mitges de Cr L2,3 i d centroides XAS corresponents.
Per il·lustrar un mapa de vores de FeL més complex, s'utilitzen quatre i cinc clústers optimitzats i els seus centroides associats (distribucions 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 \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), que és 0,440 i 0,036 V, respectivament. Les zones amb un potencial més baix tenen un contingut més alt de compostos de Fe3+. La distribució de potencial en una mostra deformada 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 relacionats amb la posició a l'interior laminar subjacent (Fig. 6b). Per contra, per a la combinació de diferents òxids 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 components de la corrosió de l'acer i són permeables a l'oxigen i a l'aigua50. En aquest cas, es pot veure que les illes riques en Fe3+ es distribueixen localment i es poden considerar com a zones de corrosió. En aquest cas, el gradient en el camp de potencial, més que el valor absolut del potencial, es pot considerar com un indicador de la localització de les regions de corrosió actives51. Aquesta distribució heterogènia de Fe2+ i Fe3+ a la superfície del SDSS laminat en fred pot canviar les propietats químiques locals i proporcionar una superfície més efectiva en les reaccions d'esquerdament i corrosió de la pel·lícula d'òxid, permetent així que la matriu metàl·lica subjacent es corroeixi contínuament, donant lloc a una heterogeneïtat interna i reduint les característiques protectores de la capa passivant.
Clústers K-mean de regions de vora de Fe L2,3 i centroides XAS corresponents per a X-PEEM treballat en calent a-c i SDSS laminat en fred d-f. Diagrama de clústers K-means a i d superposat a la imatge X-PEEM. Es mencionen els potencials de pseudoelèctrode estimats (epseudo) juntament amb els diagrames de clústers K-means. La brillantor d'una imatge X-PEEM, com el color de la figura 2, és directament proporcional a la intensitat d'absorció de raigs X.
El Cr relativament uniforme però l'estat químic diferent del Fe condueix a un origen diferent de l'esquerdament de la pel·lícula d'òxid i dels patrons de corrosió en el Ce-2507 laminat en calent i en fred. Aquesta propietat del Ce-2507 laminat en fred és ben coneguda. Pel que fa a la formació d'òxids i hidròxids de Fe a l'aire atmosfèric, les reaccions següents es tanquen en aquest treball com a reaccions neutres:
Basant-nos en la mesura de X-PEEM, la reacció anterior es va produir en els casos següents. Una petita espatlla corresponent al Fe0 està associada amb el ferro metàl·lic subjacent. La reacció del Fe metàl·lic amb l'entorn condueix a la formació d'una capa de Fe(OH)2 (equació (5)), que amplifica el senyal de Fe2+ a la XAS de la vora L del Fe. L'exposició prolongada a l'aire provocarà la formació d'òxids de Fe3O4 i/o Fe2O3 després del Fe(OH)252,53. Dos tipus de Fe estable, Fe3O4 i Fe2O3, també es poden formar en una capa protectora rica en Cr3+, on el Fe3O4 prefereix una estructura uniforme i cohesiva. La presència de tots dos resulta en estats d'oxidació mixtos (espectre XAS-1). L'espectre XAS-2 correspon principalment al Fe3O4. Mentre que els espectres XAS-3 observats en diverses posicions van indicar una conversió completa a γ-Fe2O3. Com que els raigs X sense embolicar tenen una profunditat de penetració d'aproximadament 50 nm, el senyal de la capa subjacent provoca una intensitat més alta del pic A.
L'espectre XRD mostra que el component de Fe a la pel·lícula d'òxid té una estructura en capes, que es combina amb la capa d'òxid de Cr. En contrast amb la característica de passivació de la corrosió a causa de la inhomogeneïtat local del Cr2O317, malgrat la capa uniforme de Cr2O3 en aquest estudi, es va observar una baixa resistència a la corrosió en aquest cas, especialment per a mostres laminades en fred. El comportament observat es pot entendre com l'heterogeneïtat de l'estat d'oxidació química de la capa superior (Fe) que afecta el rendiment de la corrosió. La lenta transferència d'ions metàl·lics o d'oxigen a la xarxa a causa de la mateixa estequiometria de les capes superior (òxid de Fe) i inferior (òxid de Cr)52,53 condueix a una millor interacció (adhesió) entre elles. Això, al seu torn, millora la resistència a la corrosió. Per tant, l'estequiometria contínua, és a dir, un estat d'oxidació del Fe, és preferible als canvis estequiomètrics bruscos. L'SDSS deformat tèrmicament té una superfície més uniforme i una capa protectora més densa, que proporciona una millor resistència a la corrosió. Tanmateix, per al SDSS laminat en fred, la presència d'illes riques en Fe3+ sota la capa protectora destrueix la integritat de la superfície i provoca corrosió galvànica del substrat proper, cosa que condueix a una disminució de Rp (Taula 1) en els espectres EIS i la seva resistència a la corrosió. Per tant, les illes riques en Fe3+ distribuïdes localment a causa de la deformació plàstica influeixen principalment en el rendiment de la resistència a la corrosió, la qual cosa és un avenç en aquest treball. Per tant, aquest estudi presenta espectromicrografies de la reducció de la resistència a la corrosió a causa de la deformació plàstica de les mostres de SDSS estudiades.
A més, mentre que l'aliatge de terres rares en acers de doble fase té un millor rendiment, la interacció d'aquest element afegit amb la matriu d'acer individual pel que fa al comportament de corrosió continua sent difícil d'aconseguir segons les observacions de microscòpia espectroscòpica. El senyal de Ce (al llarg de la vora M XAS) només apareix en unes poques posicions durant el laminatge en fred, però desapareix durant la deformació en calent del SDSS, cosa que indica una deposició local de Ce a la matriu d'acer en lloc d'un aliatge homogeni. Tot i que les propietats mecàniques del SDSS no milloren6,7, la presència de terres rares redueix la mida de les inclusions i es creu que suprimeix la picadura a l'origen54.
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. Hem respost la pregunta de per què l'acer inoxidable es corroeix fins i tot quan està recobert amb una capa protectora d'òxid estudiant quantitativament la microestructura, l'estat químic de les característiques superficials i el processament del senyal mitjançant l'agrupació K-means. S'ha establert que les illes riques en Fe3+, inclosa la seva coordinació octaèdrica i tetraèdrica a tota l'estructura del Fe2+/Fe3+ mixt, són una font de destrucció de la pel·lícula d'òxid i una font de corrosió de l'acer inoxidable laminat en fred. 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 realitzats en la determinació de l'efecte de l'heterogeneïtat química a nanoescala sobre la corrosió, s'espera que el present treball inspiri processos d'enginyeria per millorar la resistència a la corrosió dels acers inoxidables durant la fabricació d'acer.
Per preparar els lingots de Ce-2507 SDSS utilitzats en aquest estudi, els components barrejats, inclòs l'aliatge mestre de Fe-Ce segellat amb tubs de ferro pur, es van fondre en un forn d'inducció de freqüència mitjana de 150 kg per produir acer fos i es va abocar en motlles de fosa. Les composicions químiques mesurades (en pes%) es mostren a la Taula Suplementària 2. El lingot primer es forma en calent en blocs. A continuació, l'acer es va recuit a 1050 °C durant 60 minuts fins a obtenir una solució sòlida i després es va refredar en aigua a temperatura ambient. Les mostres estudiades es van estudiar en detall mitjançant TEM i DOE per estudiar 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.
Processar mostres cilíndriques (φ10 mm × 15 mm) per premsar en calent amb l'eix del cilindre paral·lel a la direcció de deformació del bloc. La compressió a alta temperatura es va realitzar a una velocitat de deformació constant en el rang de 0,01-10 s-1 a diverses temperatures en el rang de 1000-1150 °C utilitzant un simulador tèrmic Gleeble-3800. Abans de la deformació, les mostres es van escalfar a la temperatura seleccionada a una velocitat de 10 °C s-1 durant 2 min per eliminar el gradient de temperatura. Després d'aconseguir la uniformitat de la temperatura, les mostres es van deformar a un valor de deformació real de 0,7. Després de la deformació, es refreda immediatament amb aigua per mantenir l'estructura deformada. A continuació, les mostres endurides es van tallar paral·lelament a la direcció de compressió. Per a aquest estudi en particular, vam triar una mostra deformada tèrmicament a 1050 °C, 10 s-1 a causa d'una microduresa observada més alta que altres mostres7.
Es van provar mostres a granel (80 × 10 × 17 mm3) de la solució sòlida de Ce-2507 en una màquina de deformació asíncrona trifàsica de dos rodets LG-300, que va proporcionar les millors propietats mecàniques entre totes les altres classes de deformació6. La velocitat de deformació i la reducció del gruix van ser de 0,2 m·s-1 i 5% per a cada trajectòria, respectivament.
Es va utilitzar una estació de treball electroquímica Autolab PGSTAT128N per mesurar electroquímicament la SDSS després del laminatge en fred fins a una reducció del gruix del 90% (1,0 deformació real equivalent) i premsat en calent fins a una deformació real de 0,7 a 1050 oC i 10 s-1. 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, es va abocar resina epoxi a la mostra, deixant una àrea oberta de treball d'1 cm2 com a elèctrode de treball (la superfície inferior de la mostra cilíndrica). Aneu amb compte durant el curat de l'epoxi i durant el posterior polit i polit per evitar esquerdes. La superfície de treball es solapa i es poleix amb una suspensió de poliment de diamant amb una mida de partícula d'1 micra, es neteja amb aigua destil·lada i etanol i es sec 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. S'ha utilitzat una solució aquosa de FeCl3 (6,0% en pes), estabilitzada amb HCl a un pH = 1,0 ± 0,01, per accelerar la corrosió de l'acer inoxidable55, ja que es troba en ambients agressius on hi ha ions de clorur amb un fort poder oxidant i un pH baix, tal com especifica l'ASTM. Els estàndards proposats són G48 i A923. Les mostres es van submergir en la solució de prova durant 1 hora abans de prendre cap mesura per tal d'assolir un estat proper a l'estacionari. Per a solucions sòlides, mostres treballades en calent i laminades en fred, el rang de freqüència de mesura d'impedància va ser d'1 × 105 ~ 0,1 Hz, i el potencial de circuit obert (OPS) va ser de 5 mV, que va ser de 0,39, 0,33 i 0,25 VSCE, respectivament. Cada prova electroquímica de qualsevol mostra es va repetir almenys tres vegades en les mateixes condicions per garantir la reproductibilitat de les dades.
Per a les mesures HE-SXRD, es van mesurar blocs d'acer dúplex rectangulars d'1 × 1 × 1,5 mm3 en una línia de vibració Brockhouse d'alta energia a CLS, Canadà, per quantificar la composició de fase56. La recollida de dades es va dur a terme a temperatura ambient en geometria Debye-Scherrer o geometria de transport. La longitud d'ona dels raigs X calibrats al calibrant 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 col·loca 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. Cadascuna d'aquestes dades es va 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 segons i 120 fotogrames.
Les mesures X-PEEM de dos sistemes model seleccionats es van dur a terme a l'estació final PEEM de la línia 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 del feix s'obté mesurant l'espectre de sortida d'ions des de N1s fins a 1\(\pi _g^ \ast\) de la regió d'excitació amb hv = 401 eV en N2 i la dependència de l'energia fotònica d'E3/2.57. L'ajust espectral va donar ΔE (amplada de línia espectral) ~0.3 eV sobre 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 通迨佹甚迨政-7 eV单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缘咘 边缘咘 边缘咘、Ce M2,3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 通 0,3 EV 通0 怚 0,3 EV单色器 和 SI 1200 线 mm-1 光栅 于 Fe 2P 2P 2P L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 蒾Ce 缘炼5.Així, quan s'utilitza un monocromador SX-700 modificat i 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.Expandiu l'energia fotònica en passos de 0,2 eV. A cada energia, les imatges PEEM es van enregistrar mitjançant un detector CMOS TVIPS F-216 amb una connexió de fibra òptica de 2 x 2 que proporciona 1024 × 1024 píxels en un camp de visió de 20 µm. El temps d'exposició de les imatges és de 0,2 segons, amb una mitjana de 16 fotogrames. L'energia de la imatge fotoelectrònica s'escull de manera que proporcioni el màxim senyal d'electrons secundaris. Totes les mesures es realitzen a la incidència normal d'un feix de fotons polaritzat linealment. Per obtenir més informació sobre les mesures, vegeu un estudi anterior58. Després d'estudiar el mode de detecció de rendiment total d'electrons (TEY)59 i la seva aplicació en X-PEEM, la profunditat de detecció d'aquest mètode s'estima en ~4–5 nm per al senyal de Cr i ~6 nm per al senyal de 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 de la pel·lícula d'òxid. El XAS recollit a prop de la vora del Fe L és una barreja d'òxid de ferro XAS i FeO de la matriu. En el primer cas, la intensitat dels electrons emesos es deu a tots els possibles tipus 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, arribin a la superfície i siguin recollits per l'analitzador. En aquest cas, el senyal de Fe0 es deu principalment als electrons Auger LVV i als electrons secundaris emesos per ells. A més, la intensitat TEY aportada per aquests electrons decau durant la via d'escapament d'electrons49, reduint encara més la signatura espectral del Fe0 al mapa XAS de ferro.
Integrar la mineria de dades en cubs de dades (dades X-PEEM) és un pas clau per extreure informació rellevant (propietats químiques o físiques) de manera multidimensional. L'agrupació de K-means s'utilitza àmpliament en diverses àrees, com ara la visió artificial, el processament d'imatges, el reconeixement de patrons no supervisats, la intel·ligència artificial i l'anàlisi classificatòria24. Per exemple, l'agrupació de K-means s'aplica bé a l'agrupació de dades d'imatges hiperespectrals62. En principi, per a dades multiobjecte, l'algoritme K-means pot agrupar-les fàcilment segons la informació sobre els seus atributs (característiques de l'energia fotònica). L'agrupació de K-means és un algorisme iteratiu per dividir les dades en K grups (clústers) no superposats, 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'algoritme K-means consta de dos passos: el primer pas calcula els K centroides i el segon pas assigna cada punt a un clúster amb centroides veïns. El centre de gravetat d'un clúster es defineix com la mitjana aritmètica dels punts de dades (espectres XAS) d'aquest clúster. Hi ha diferents distàncies per definir els centroides veïns com a distàncies euclidianes. Per a una imatge d'entrada de px,y (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. Calculeu el grau de 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 del clúster estan altament correlacionats amb l'elecció òptima dels centroides inicials63. 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 al mode espectral d'energia dels fotons. L'algoritme K-means es va utilitzar per explorar regions d'interès en dades X-PEEM separant píxels (clústers o subblocs) segons les seves característiques espectrals i extraient el millor centroide (corba espectral XAS) per a cada analit (clúster). S'utilitza per estudiar la distribució espacial, els canvis espectrals locals, el comportament d'oxidació i l'estat químic. Per exemple, l'algoritme de clústering 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 microestructurals) per trobar els millors clústers i centroides. Quan es mostra el gràfic, els píxels es reassignen als centroides del clúster correctes. 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 per a l'autor corresponent del WC si es sol·licita raonablement.
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.projecte. fractal. pell. 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. 双相不锈钢在选定有机酸和有机酸/氯化物环境中皐肀肀肀肀 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相acer inoxidable在特定orgànic酸和Organic酸/clorated environment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 ambients amb alguns àcids orgànics i àcids/clorurs orgànics.anticorrosiu. Mètode Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. Propietats oxidants de la corrosió 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. i Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. i Utaisansuk, V. Investigació del comportament en calent de deformació de l'acer inoxidable dúplex tipus 2507. Metall.alma mater. trànsit. A 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 SAF 2507 superdúplex modificat amb ceri. Alma Mater. The Science. Project. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Estructura induïda per deformació en calent i propietats mecàniques 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.corrosió. la ciència. 164, 108359 (2020).