Grazas por visitar Nature.com.A versión do navegador que estás a usar ten soporte CSS limitado.Para obter a mellor experiencia, recomendámosche que utilices un navegador actualizado (ou que desactives o modo de compatibilidade en Internet Explorer).Mentres tanto, para garantir a asistencia continua, renderizaremos o sitio sen estilos e JavaScript.
O aceiro inoxidable moi utilizado e as súas versións forxadas son resistentes á corrosión en condicións ambientais debido á capa de pasivación formada por óxido de cromo.A corrosión e erosión do aceiro asóciase tradicionalmente á destrución destas capas, pero raramente a nivel microscópico, dependendo da orixe da inhomoxeneidade da superficie.Neste traballo, a heteroxeneidade química da superficie a nanoescala detectada pola microscopia espectroscópica e a análise quimiométrica domina de forma inesperada a descomposición e corrosión do aceiro inoxidable 2507 superdúplex modificado con cerio laminado en frío (SDSS) durante o seu comportamento de deformación en quente.outro lado.Aínda que a microscopía fotoelectrónica de raios X mostrou unha cobertura relativamente uniforme da capa natural de Cr2O3, o SDSS laminado en frío mostrou resultados de pasivación pobres debido á distribución localizada de nanoillas ricas en Fe3+ na capa de óxido de Fe/Cr.Este coñecemento a nivel atómico proporciona unha comprensión profunda da corrosión do aceiro inoxidable e espérase que axude a combater a corrosión de metais similares de alta aliaxe.
Desde a invención do aceiro inoxidable, a resistencia á corrosión das aliaxes de ferrocromo foi atribuída ao cromo, que forma un forte óxido/oxihidróxido que presenta un comportamento pasivador na maioría dos ambientes.En comparación cos aceiros inoxidables convencionais (austeníticos e ferríticos), os aceiros inoxidables superdúplex (SDSS) con mellor resistencia á corrosión teñen propiedades mecánicas superiores1,2,3.A maior resistencia mecánica permite deseños máis lixeiros e compactos.Pola contra, o SDSS económico ten unha alta resistencia á corrosión por picaduras e fendas, o que resulta nunha vida útil máis longa e aplicacións máis amplas no control da contaminación, envases químicos e na industria offshore de petróleo e gas4.Non obstante, a estreita gama de temperaturas de tratamento térmico e a mala conformabilidade dificultan a súa ampla aplicación práctica.Polo tanto, o SDSS foi modificado para mellorar as propiedades anteriores.Por exemplo, a modificación do Ce e as altas adicións de N 6, 7, 8 foron introducidas en 2507 SDSS (Ce-2507).Unha concentración adecuada de 0,08% en peso de elemento de terras raras (Ce) ten un efecto beneficioso sobre as propiedades mecánicas do DSS, xa que mellora o refinamento do gran e a resistencia do límite do gran.Tamén se melloraron a resistencia ao desgaste e á corrosión, a resistencia á tracción e á fluencia, así como a traballabilidade en quente9.Grandes cantidades de nitróxeno poden substituír o caro contido de níquel, facendo que o SDSS sexa máis rendible10.
Recentemente, o SDSS foi deformado plasticamente a varias temperaturas (baixa temperatura, frío e quente) para acadar excelentes propiedades mecánicas6,7,8.Non obstante, a excelente resistencia á corrosión do SDSS débese á presenza dunha fina película de óxido na superficie, que se ve afectada por moitos factores, como a presenza de moitas fases con diferentes límites de grans, precipitados non desexados e diferentes reaccións.defórmase a microestrutura interna non homoxénea de varias fases austeníticas e ferríticas 7 .Polo tanto, o estudo das propiedades do microdominio deste tipo de películas a nivel da estrutura electrónica é de crucial importancia para comprender a corrosión do SDSS e require técnicas experimentais complexas.Ata agora, os métodos sensibles á superficie, como a espectroscopia electrónica de Auger11 e a espectroscopia de fotoelectróns de raios X12,13,14,15, así como o sistema de fotoelectróns fotoelectrónicos de raios X duros, distinguen, pero moitas veces non logran separar, os estados químicos dun mesmo elemento en diferentes puntos do espazo na nanoescala.Varios estudos recentes relacionaron a oxidación local do cromo co comportamento á corrosión observado de 17 aceiros inoxidables austeníticos, 18 aceiros inoxidables martensíticos e SDSS 19, 20. Non obstante, estes estudos centráronse principalmente no efecto da heteroxeneidade do Cr (por exemplo, o estado de oxidación Cr3+) na resistencia á corrosión.A heteroxeneidade lateral nos estados de oxidación dos elementos pode ser causada por diferentes compostos cos mesmos elementos constituíntes, como os óxidos de ferro.Estes compostos herdan un tamaño pequeno procesado termomecánicamente moi próximos entre si, pero difiren en composición e estado de oxidación16,21.Polo tanto, revelar a destrución das películas de óxido e despois a picadura require unha comprensión da inhomoxeneidade da superficie a nivel microscópico.A pesar destes requisitos, aínda faltan avaliacións cuantitativas como a heteroxeneidade da oxidación lateral, especialmente do ferro a escala nano/atómica, e a súa importancia para a resistencia á corrosión segue sen explorar.Ata hai pouco, o estado químico de varios elementos, como Fe e Ca, describíase cuantitativamente en mostras de aceiro mediante microscopía fotoelectrónica de raios X brandos (X-PEEM) en instalacións de radiación de sincrotrón a nanoescala.Combinado con técnicas de espectroscopía de absorción de raios X (XAS) sensibles químicamente, X-PEEM permite medir XAS cunha alta resolución espacial e espectral, proporcionando información química sobre a composición elemental e o seu estado químico cunha resolución espacial ata a escala nanométrica 23 .Esta observación espectroscópica do lugar de iniciación ao microscopio facilita os experimentos químicos locais e pode demostrar espacialmente cambios químicos previamente inexplorados na capa de Fe.
Este estudo amplía as vantaxes do PEEM na detección de diferenzas químicas a nanoescala e presenta un método de análise superficial a nivel atómico perspicaz para comprender o comportamento da corrosión do Ce-2507.Utiliza datos quimiométricos do cluster de K-means24 para mapear a composición química global (heteroxeneidade) dos elementos implicados, cos seus estados químicos presentados nunha representación estatística.A diferenza da corrosión convencional causada pola ruptura da película de óxido de cromo, a mala pasivación actual e a escasa resistencia á corrosión atribúense a nanoislas ricas en Fe3+ localizadas preto da capa de óxido de Fe/Cr, o que pode ser un ataque do óxido protector.Forma unha película no lugar e provoca corrosión.
O comportamento corrosivo do SDSS 2507 deformado avaliouse por primeira vez mediante medicións electroquímicas.Sobre a fig.A figura 1 mostra as curvas de Nyquist e Bode para mostras seleccionadas en solucións acuosas ácidas (pH = 1) de FeCl3 a temperatura ambiente.O electrólito seleccionado actúa como un forte axente oxidante, caracterizando a tendencia da película de pasivación a romperse.Aínda que o material non sufriu picaduras estables a temperatura ambiente, estas análises proporcionaron información sobre posibles eventos de falla e procesos posteriores á corrosión.O circuíto equivalente (Fig. 1d) utilizouse para axustar os espectros de espectroscopia de impedancia electroquímica (EIS), e os resultados de axuste correspondentes móstranse na Táboa 1. Ao probar a solución tratada e as mostras traballadas en quente apareceron semicírculos incompletos, mentres que os correspondentes semicírculos comprimidos foron laminados en frío (Fig. 1b).No espectro EIS, o raio do semicírculo pódese considerar como a resistencia de polarización (Rp)25,26.O Rp do SDSS tratado con solución na Táboa 1 é duns 135 kΩ cm-2, non obstante, para os SDSS traballados en quente e laminados en frío podemos ver valores moito máis baixos de 34,7 e 2,1 kΩ cm-2 respectivamente.Esta diminución significativa de Rp indica un efecto prexudicial da deformación plástica sobre a pasivación e a resistencia á corrosión, como se mostra nos informes anteriores 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Diagramas de impedancia e fase de Bode, e un modelo de circuíto equivalente para d, onde RS é a resistencia do electrólito, Rp é a resistencia de polarización e QCPE é o óxido do elemento de fase constante usado para modelar a capacitancia non ideal (n).As medicións EIS realizáronse en potencial sen carga.
As constantes de primeira orde móstranse no diagrama de Bode e a meseta de alta frecuencia representa a resistencia do electrólito RS26.A medida que a frecuencia diminúe, a impedancia aumenta e atópase un ángulo de fase negativo, o que indica a dominancia da capacitancia.O ángulo de fase aumenta, mantendo o seu valor máximo nun rango de frecuencias relativamente amplo, e despois diminúe (Fig. 1c).Non obstante, nos tres casos este valor máximo aínda é inferior a 90°, o que indica un comportamento capacitivo non ideal debido á dispersión capacitiva.Así, o elemento de fase constante (CPE) QCPE utilízase para representar a distribución da capacitancia interfacial derivada da rugosidade ou deshomoxeneidade da superficie, especialmente en termos de escala atómica, xeometría fractal, porosidade do electrodo, potencial non uniforme e distribución de corrente dependente da superficie.Xeometría do electrodo31,32.Impedancia CPE:
onde j é o número imaxinario e ω é a frecuencia angular.QCPE é unha constante independente da frecuencia proporcional á área aberta activa do electrólito.n é un número de potencia adimensional que describe a desviación do comportamento capacitivo ideal dun capacitor, é dicir, canto máis próximo n está a 1, máis cercano CPE está a capacitancia pura, e se n está preto de cero, é a resistencia.Unha pequena desviación de n, próxima a 1, indica o comportamento capacitivo non ideal da superficie despois da proba de polarización.O QCPE do SDSS laminado en frío é moito maior que os produtos similares, o que significa que a calidade da superficie é menos uniforme.
De acordo coa maioría das propiedades de resistencia á corrosión dos aceiros inoxidables, o contido relativamente alto de Cr do SDSS xeralmente resulta nunha resistencia á corrosión superior do SDSS debido á presenza dunha película protectora pasiva de óxido na superficie17.Esta película pasivadora adoita ser rica en óxidos e/ou hidróxidos de Cr3+, integrando principalmente óxidos de Fe2+, Fe3+ e/ou (oxi)hidróxidos 33 .A pesar da mesma uniformidade superficial, capa de óxido pasiva e ningún dano visible na superficie, segundo se determina mediante imaxes microscópicas,6,7 o comportamento á corrosión do SDSS traballado en quente e laminado en frío é diferente e, polo tanto, require un estudo profundo da microestrutura de deformación e das características estruturais do aceiro.
A microestrutura do aceiro inoxidable deformado investigouse cuantitativamente utilizando raios X de alta enerxía internas e de sincrotrón (Figuras complementarias 1, 2).Na información complementaria ofrécese unha análise detallada.Aínda que se corresponden en gran medida co tipo de fase principal, atópanse diferenzas nas fraccións de volume de fase, que se enumeran na Táboa complementaria 1. Estas diferenzas poden asociarse a fraccións de fase non homoxéneas na superficie, así como a fraccións de fase volumétricas realizadas a diferentes profundidades.detección por difracción de raios X.(XRD) con varias fontes de enerxía de fotóns incidentes.A proporción relativamente maior de austenita en mostras laminadas en frío, determinada por XRD dunha fonte de laboratorio, indica unha mellor pasivación e, posteriormente, unha mellor resistencia á corrosión35, mentres que resultados máis precisos e estatísticos indican tendencias opostas nas proporcións de fase.Ademais, a resistencia á corrosión do aceiro tamén depende do grao de refinamento do gran, da redución do tamaño do gran, do aumento das microdeformacións e da densidade de dislocación que se producen durante o tratamento termomecánico36,37,38.Os exemplares traballados en quente exhiben unha natureza máis granulada, indicativa de grans de tamaño micrón, mentres que os aneis lisos observados nos exemplares laminados en frío (figura complementaria 3) indican un refinamento significativo do gran a nanoescala en traballos anteriores6, o que debería contribuír á pasivación da película.formación e aumento da resistencia á corrosión.A maior densidade de luxación adoita asociarse cunha menor resistencia á picadura, o que concorda ben coas medicións electroquímicas.
Os cambios nos estados químicos dos microdominios dos elementos elementais foron estudados de forma sistemática mediante X-PEEM.A pesar da abundancia de elementos de aliaxe, aquí escolléronse Cr, Fe, Ni e Ce39, xa que o Cr é un elemento clave para a formación dunha película de pasivación, o Fe é o principal elemento no aceiro e o Ni mellora a pasivación e equilibra a estrutura da fase ferrita-austenítica e o propósito da modificación do Ce.Ao axustar a enerxía da radiación de sincrotrón, o RAS foi revestido desde a superficie coas principais características de Cr (borde L2.3), Fe (borde L2.3), Ni (borde L2.3) e Ce (borde M4.5).conformado en quente e laminación en frío Ce-2507 SDSS.Realizouse a adecuada análise de datos incorporando a calibración enerxética cos datos publicados (p. ex. XAS 40, 41 sobre Fe L2, 3 bordos).
Sobre a fig.A figura 2 mostra imaxes X-PEEM de Ce-2507 SDSS laminados en quente (Fig. 2a) e laminados en frío (Fig. 2d) e os bordos XAS correspondentes de Cr e Fe L2,3 en lugares marcados individualmente.O bordo L2,3 do XAS sonda os estados 3d desocupados despois da fotoexcitación electrónica nos niveis de división de espín-órbita 2p3/2 (borde L3) e 2p1/2 (borde L2).A información sobre o estado de valencia de Cr obtívose a partir de XAS no borde L2,3 na figura 2b, e.Comparación cos xuíces.42,43 mostraron que se observaron catro picos preto do bordo L3, denominados A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) e D (582,2 eV), reflectindo o Cr3+ octaédrico, correspondente ao ión Cr2O3.Os espectros experimentais concordan cos cálculos teóricos mostrados nos paneis b e e, obtidos a partir de múltiples cálculos do campo cristalino na interface Cr L2.3 utilizando un campo cristalino de 2.0 eV44.Ambas as superficies de SDSS traballadas en quente e laminadas en frío están recubertas cunha capa relativamente uniforme de Cr2O3.
a Imaxe térmica X-PEEM de SDSS deformado térmicamente correspondente a b Cr L2.3 bordo e c Fe L2.3 bordo, d Imaxe térmica X-PEEM de SDSS laminado en frío correspondente a e Cr L2.3 bordo e f Fe L2.3 lado de bordo ( f).Os espectros XAS están representados en diferentes posicións espaciais marcadas nas imaxes térmicas (a, d), as liñas laranxas de puntos en (b) e (e) representan os espectros XAS simulados de Cr3+ cun valor de campo cristalino de 2,0 eV.Para imaxes X-PEEM, use unha paleta térmica para mellorar a lexibilidade da imaxe, onde as cores do azul ao vermello son proporcionais á intensidade da absorción de raios X (de menor a alta).
Independentemente do ambiente químico destes elementos metálicos, o estado químico das adicións de elementos de aliaxe Ni e Ce para ambas as mostras permaneceu inalterado.Debuxo adicional.As figuras 5-9 mostran imaxes X-PEEM e os correspondentes espectros XAS para Ni e Ce en varias posicións da superficie de mostras traballadas en quente e laminadas en frío.Ni XAS mostra os estados de oxidación de Ni2+ sobre toda a superficie medida de exemplares traballados en quente e laminados en frío (Discusión complementaria).Cómpre sinalar que, no caso de mostras traballadas en quente, non se observou o sinal XAS de Ce, mentres que no caso de mostras laminadas en frío observouse o espectro de Ce3+.A observación de manchas de Ce en mostras laminadas en frío mostrou que o Ce aparece principalmente en forma de precipitados.
No SDSS deformado térmicamente, non se observou ningún cambio estrutural local no XAS no bordo Fe L2,3 (Fig. 2c).Non obstante, a matriz de Fe cambia micro-rexionalmente o seu estado químico en sete puntos seleccionados aleatoriamente do SDSS laminado en frío, como se mostra na figura 2f.Ademais, para ter unha idea precisa dos cambios no estado de Fe nos lugares seleccionados na figura 2f, realizáronse estudos de superficie local (figura 3 e figura complementaria 10) nos que se seleccionaron rexións circulares máis pequenas.Os espectros XAS do bordo Fe L2,3 dos sistemas α-Fe2O3 e os óxidos octaédricos Fe2+ foron modelados mediante cálculos de campos cristalinos múltiples utilizando campos cristalinos de 1,0 (Fe2+) e 1,0 (Fe3+)44. Observamos que α-Fe2O3 e γ-Fe2O3 teñen diferentes simetrías locais45,46, Fe3O4 ten combinación de Fe2+ e Fe3+,47 e FeO45 como óxido de Fe2+ formalmente divalente (3d6). Observamos que α-Fe2O3 e γ-Fe2O3 teñen diferentes simetrías locais45,46, Fe3O4 ten unha combinación de Fe2+ e Fe3+,47 e FeO45 como óxido de Fe2+ formalmente divalente (3d6).Nótese que α-Fe2O3 e γ-Fe2O3 teñen diferentes simetrías locais45,46, Fe3O4 combina tanto Fe2+ como Fe3+,47 e FeO45 en forma de óxido formalmente divalente Fe2+ (3d6).Nótese que α-Fe2O3 e γ-Fe2O3 teñen diferentes simetrías locais45,46, Fe3O4 ten unha combinación de Fe2+ e Fe3+,47 e FeO45 actúa como un óxido de Fe2+ divalente formal (3d6).Todos os ións Fe3+ en α-Fe2O3 só teñen posicións Oh, mentres que γ-Fe2O3 adoita estar representado por Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 espinela con vacantes en posicións, por exemplo.Polo tanto, os ións Fe3+ en γ-Fe2O3 teñen ambas posicións Td e Oh.Como se mencionou nun traballo anterior45, aínda que a relación de intensidade dos dous é diferente, a súa relación de intensidade p.ex./t2g é ≈1, mentres que neste caso a relación de intensidade observada p.ex./t2g é de aproximadamente 1. Isto exclúe a posibilidade de que na situación actual só estea presente Fe3+.Tendo en conta o caso do Fe3O4 tanto con Fe2+ como con Fe3+, a primeira característica coñecida que ten un bordo L3 máis débil (máis forte) para o Fe indica un estado de desocupado menor (maior) t2g.Isto aplícase ao Fe2+ (Fe3+), o que mostra que a primeira característica do aumento indica un aumento do contido de Fe2+47.Estes resultados mostran que a coexistencia de Fe2+ e γ-Fe2O3, α-Fe2O3 e/ou Fe3O4 domina na superficie laminada en frío dos compostos.
Imaxes de imaxe térmica de fotoelectróns ampliadas dos espectros XAS (a, c) e (b, d) atravesando o bordo Fe L2,3 en varias posicións espaciais dentro das rexións seleccionadas 2 e E nas Figs.2d.
Os datos experimentais obtidos (Fig. 4a e Fig. 11 complementaria) son representados e compáranse cos datos dos compostos puros 40, 41, 48. Tres tipos diferentes de espectros XAS Fe L-edge observados experimentalmente (XAS-1, XAS-2 e XAS-3: Fig. 4a).En particular, observouse o espectro 2-a (indicado como XAS-1) na figura 3b seguido do espectro 2-b (etiquetado XAS-2) en toda a área de detección, mentres que espectros como E-3 foron observados na figura 3d (etiquetado XAS-3) en lugares específicos.Como norma, utilizáronse catro parámetros para identificar os estados de valencia existentes na mostra obxecto de estudo: (1) características espectrais L3 e L2, (2) posicións enerxéticas das características L3 e L2, (3) diferenza de enerxía L3-L2., (4) Relación de intensidade L2/L3.Segundo observacións visuais (Fig. 4a), os tres compoñentes Fe, a saber, Fe0, Fe2+ e Fe3+, están presentes na superficie do SDSS en estudo.A relación de intensidade calculada L2/L3 tamén indicou a presenza dos tres compoñentes.
a Espectros XAS simulados de Fe observados con tres datos experimentais diferentes (as liñas sólidas XAS-1, XAS-2 e XAS-3 corresponden a 2-a, 2-b e E-3 na Fig. 2 e 3) Comparación, Octaedros Fe2+, Fe3+ con valores de campo cristalino de 1,0 eV e 1,0 eV e 1,5 e V, medición de datos experimentais, respectivamente, con AS bd, Xd, 1. XAS-3) e os datos LCF optimizados correspondentes (liña negra sólida), e tamén en forma de espectros XAS-3 con patróns Fe3O4 (estado mixto de Fe) e Fe2O3 (Fe3+ puro).
Utilizouse un axuste de combinación lineal (LCF) dos tres estándares 40, 41 e 48 para cuantificar a composición de óxido de ferro.A LCF implementouse para tres espectros XAS de borde L Fe seleccionados que mostran o maior contraste, é dicir, XAS-1, XAS-2 e XAS-3, como se mostra na figura 4b-d.Para os accesorios LCF, tívose en conta o 10% de Fe0 en todos os casos debido a que observamos unha pequena repisa en todos os datos, e tamén debido a que o ferro metálico é o principal compoñente do aceiro. De feito, a profundidade de proba de X-PEEM para Fe (~6 nm)49 é maior que o espesor estimado da capa de oxidación (lixeiramente > 4 nm), o que permite detectar o sinal da matriz de ferro (Fe0) debaixo da capa de pasivación. De feito, a profundidade de proba de X-PEEM para Fe (~6 nm)49 é maior que o espesor estimado da capa de oxidación (lixeiramente > 4 nm), o que permite detectar o sinal da matriz de ferro (Fe0) debaixo da capa de pasivación. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина толщина толщина ни слщина ), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. De feito, a profundidade da sonda X-PEEM para Fe (~6 nm)49 é maior que o espesor asumido da capa de oxidación (lixeiramente > 4 nm), o que permite detectar o sinal da matriz de ferro (Fe0) baixo a capa de pasivación.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（略> 4 nm（啥> 4 nm（检测深度大于估计的氧化层厚度（略> 4 nm（略> 4 nm）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 厚度 略 略> 4 nm.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 信号号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполатаемоя масо немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пасюсивилого. De feito, a profundidade de detección de Fe (~6 nm) 49 por X-PEEM é maior que o espesor esperado da capa de óxido (lixeiramente > 4 nm), o que permite detectar o sinal da matriz de ferro (Fe0) por debaixo da capa de pasivación. .Realizáronse varias combinacións de Fe2+ e Fe3+ para atopar a mellor solución posible para os datos experimentais observados.Sobre a fig.A figura 4b mostra o espectro XAS-1 para a combinación de Fe2+ e Fe3+, onde as proporcións de Fe2+ e Fe3+ foron similares nun 45%, o que indica estados de oxidación mixtos de Fe.Mentres que para o espectro XAS-2, a porcentaxe de Fe2+ e Fe3+ pasa a ser ~30% e 60%, respectivamente.Fe2+ ​​é menor que Fe3+.A proporción de Fe2+ a Fe3, igual a 1:2, significa que o Fe3O4 pode formarse na mesma proporción entre os ións Fe.Ademais, para o espectro XAS-3, a porcentaxe de Fe2+ e Fe3+ pasa a ser ~10% e 80%, o que indica unha maior conversión de Fe2+ en Fe3+.Como se mencionou anteriormente, o Fe3+ pode proceder de α-Fe2O3, γ-Fe2O3 ou Fe3O4.Para comprender a fonte máis probable de Fe3+, o espectro XAS-3 representouse con diferentes patróns de Fe3+ na Figura 4e, mostrando semellanza con ambos os estándares ao considerar o pico B.Non obstante, a intensidade dos picos do ombreiro (A: de Fe2+) e a relación de intensidade B/A indican que o espectro de XAS-3 está próximo, pero non coincide co espectro de γ-Fe2O3.En comparación co γ-Fe2O3 masivo, o pico Fe 2p XAS de A SDSS ten unha intensidade lixeiramente maior (Fig. 4e), o que indica unha maior intensidade de Fe2+.Aínda que o espectro de XAS-3 é similar ao de γ-Fe2O3, onde Fe3+ está presente nas posicións Oh e Td, a identificación de diferentes estados de valencia e a coordinación só ao longo do bordo L2,3 ou a relación de intensidade L2/L3 segue sendo obxecto de investigación en curso.discusión pola complexidade dos diversos factores que afectan ao espectro final41.
Ademais das diferenzas espectrais no estado químico das rexións de interese seleccionadas descritas anteriormente, tamén se avaliou a heteroxeneidade química global dos elementos clave Cr e Fe mediante a clasificación de todos os espectros XAS obtidos na superficie da mostra mediante o método de agrupación de K-means.Os perfís de bordo Cr L forman dous grupos óptimos distribuídos espacialmente nos exemplares traballados en quente e laminados en frío mostrados nas Figs.5. Está claro que ningún cambio estrutural local se percibe como semellante, xa que os dous centroides dos espectros XAS Cr son comparables.Estas formas espectrais dos dous cúmulos son case idénticas ás correspondentes a Cr2O342, o que significa que as capas de Cr2O3 están espaciadas de forma relativamente uniforme no SDSS.
Cr L K significa agrupacións de rexións de bordo e b son os centroides XAS correspondentes.Resultados da comparación de K-means X-PEEM de SDSS laminados en frío: c Cr L2.3 rexión de bordo de clusters K-means e d centroides XAS correspondentes.
Para ilustrar mapas de bordo FeL máis complexos, utilizáronse catro e cinco clusters optimizados e os seus centroides asociados (perfís espectrais) para exemplares traballados en quente e laminados en frío, respectivamente.Polo tanto, a porcentaxe (%) de Fe2+ e Fe3+ pódese obter axustando o LCF mostrado na Fig.4.O potencial de pseudoelectrodo Epseudo en función do Fe0 foi usado para revelar a inhomoxeneidade microquímica da película de óxido superficial.Epseudo estímase aproximadamente pola regra de mestura,
onde \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) é igual a \(\rm{Fe} + 2e^ – \ a \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 e 0,036 V, respectivamente.As rexións con menor potencial teñen un maior contido de Fe3+.A distribución potencial nas mostras deformadas térmicamente ten un carácter estratificado cun cambio máximo duns 0,119 V (Fig. 6a, b).Esta distribución potencial está moi relacionada coa topografía da superficie (Fig. 6a).Non se observaron outros cambios dependentes da posición no interior laminar subxacente (Fig. 6b).Pola contra, para a conexión de óxidos diferentes con diferentes contidos de Fe2+ e Fe3+ en SDSS laminados en frío, pódese observar unha natureza non uniforme do pseudopotencial (Fig. 6c, d).Os óxidos e/ou os (oxi)hidróxidos de Fe3+ son os principais constituíntes da ferruxe no aceiro e son permeables ao osíxeno e á auga50.Neste caso, as illas ricas en Fe3+ considéranse distribuídas localmente e pódense considerar zonas corroídas.Ao mesmo tempo, o gradiente no campo potencial, en lugar do valor absoluto do potencial, pódese usar como un indicador para a localización de sitios de corrosión activos.Esta distribución desigual de Fe2+ e Fe3+ na superficie do SDSS laminado en frío pode cambiar a química local e proporcionar unha superficie activa máis práctica durante as reaccións de ruptura da película de óxido e as reaccións de corrosión, permitindo que a matriz metálica subxacente continúe corroíndose, dando lugar a heteroxeneidade interna.propiedades e reducir as propiedades protectoras da capa pasivadora.
K-means clusters e correspondentes XAS centroides na rexión de bordo Fe L2.3 de X-PEEM ac e df deformados en quente de SDSS laminados en frío.a, d K-significa gráficos de clúster superpostos sobre imaxes X-PEEM.O potencial de pseudoelectrodo calculado (Epseudo) menciónase xunto co diagrama de agrupación de K-means.O brillo da imaxe X-PEEM, como a cor da figura 2, é proporcional á intensidade de absorción de raios X.
O Cr relativamente uniforme pero o estado químico diferente do Fe leva a diferentes danos na película de óxido e patróns de corrosión no Ce-2507 traballado en quente e laminado en frío.Esta propiedade do Ce-2507 laminado en frío foi ben estudada.Con respecto á formación de óxidos e hidróxidos de Fe no aire ambiente neste traballo case neutro, as reaccións son as seguintes:
As reaccións anteriores ocorren nos seguintes escenarios baseados na análise X-PEEM.Un pequeno ombreiro correspondente a Fe0 está asociado co ferro metálico subxacente.A reacción do Fe metálico co medio dá lugar á formación dunha capa de Fe(OH)2 (ecuación (5)), que mellora o sinal de Fe2+ no XAS do bordo L de Fe.A exposición prolongada ao aire pode producir a formación de óxidos de Fe3O4 e/ou Fe2O3 despois de Fe(OH)252,53.Dúas formas estables de Fe, Fe3O4 e Fe2O3, tamén se poden formar na capa protectora rica en Cr3+, das cales Fe3O4 prefire unha estrutura uniforme e pegajosa.A presenza de ambos resulta en estados de oxidación mixtos (espectro XAS-1).O espectro XAS-2 corresponde principalmente a Fe3O4.Mentres que a observación dos espectros XAS-3 en varios lugares indicou a conversión completa a γ-Fe2O3.Dado que a profundidade de penetración dos raios X despregados é duns 50 nm, o sinal da capa inferior dá lugar a unha maior intensidade do pico A.
O espectro XPA mostra que o compoñente Fe na película de óxido ten unha estrutura en capas combinada cunha capa de óxido de Cr.En contraste cos signos de pasivación debidos á inhomoxeneidade local de Cr2O3 durante a corrosión, a pesar da capa uniforme de Cr2O3 neste traballo, obsérvase unha baixa resistencia á corrosión neste caso, especialmente para exemplares laminados en frío.O comportamento observado pode entenderse como a heteroxeneidade do estado de oxidación química na capa superior (Fe), que afecta o rendemento da corrosión.Debido á mesma estequiometría da capa superior (óxido de ferro) e da capa inferior (óxido de cromo)52,53 unha mellor interacción (adhesión) entre elas leva a un transporte lento de ións metálicos ou de osíxeno na rede, o que, á súa vez, leva a un aumento da resistencia á corrosión.Polo tanto, unha relación estequiométrica continua, é dicir, un estado de oxidación do Fe, é preferible aos cambios estequiométricos bruscos.O SDSS deformado por calor ten unha superficie máis uniforme, unha capa protectora máis densa e unha mellor resistencia á corrosión.Mentres que para o SDSS laminado en frío, a presenza de illas ricas en Fe3+ baixo a capa protectora viola a integridade da superficie e provoca corrosión galvánica co substrato próximo, o que leva a unha forte caída de Rp (táboa 1).O espectro EIS e a súa resistencia á corrosión redúcense.Pódese ver que a distribución local das illas ricas en Fe3+ debido á deformación plástica afecta principalmente á resistencia á corrosión, o que supón un gran avance neste traballo.Así, este estudo presenta imaxes microscópicas espectroscópicas da redución da resistencia á corrosión das mostras SDSS estudadas polo método de deformación plástica.
Ademais, aínda que a aliaxe de terras raras en aceiros de dobre fase mostra un mellor rendemento, a interacción deste elemento aditivo coa matriz individual de aceiro en termos de comportamento á corrosión segundo a microscopía espectroscópica segue sendo esquiva.A aparición de sinais de Ce (a través de XAS M-bordes) aparece só nalgúns lugares durante a laminación en frío, pero desaparece durante a deformación en quente do SDSS, o que indica a precipitación local de Ce na matriz de aceiro, en lugar da aliaxe homoxénea.Aínda que non mellora significativamente as propiedades mecánicas do SDSS6,7, a presenza de elementos de terras raras reduce o tamaño das inclusións e pénsase que inhibe a picadura na rexión inicial54.
En conclusión, este traballo revela o efecto da heteroxeneidade da superficie na corrosión de 2507 SDSS modificado con cerio cuantificando o contido químico dos compoñentes a nanoescala.Respondemos á pregunta de por que o aceiro inoxidable se corroe mesmo baixo unha capa de óxido protectora cuantificando a súa microestrutura, a química da superficie e o procesamento de sinal mediante a agrupación de K-means.Estableceuse que as illas ricas en Fe3+, incluíndo a súa coordinación octaédrica e tetraédrica ao longo de toda a característica de Fe2+/Fe3+ mixto, son a fonte de danos e corrosión da película de óxido laminada en frío SDSS.As nanoislas dominadas por Fe3+ levan a unha escasa resistencia á corrosión mesmo en presenza dunha capa estequiométrica suficiente de Cr2O3 pasivadora.Ademais dos avances metodolóxicos na determinación do efecto da heteroxeneidade química a nanoescala na corrosión, espérase que o traballo en curso inspire os procesos de enxeñería para mellorar a resistencia á corrosión dos aceiros inoxidables durante a fabricación de aceiro.
Para preparar o lingote Ce-2507 SDSS utilizado neste estudo, fundiuse unha composición mixta que inclúe a aliaxe mestra Fe-Ce selada cun tubo de ferro puro nun forno de indución de frecuencia media de 150 kg para producir aceiro fundido e vertiuse nun molde.As composicións químicas medidas (% en peso) están listadas na táboa complementaria 2. Os lingotes son primeiro forxados en quente en bloques.Despois recoziuse a 1050 °C durante 60 min para obter aceiro en estado de solución sólida, e despois enfriouse en auga a temperatura ambiente.As mostras estudadas estudáronse en detalle mediante TEM e DOE para estudar as fases, o tamaño dos grans e a morfoloxía.Pódese atopar información máis detallada sobre mostras e proceso de produción noutras fontes6,7.
As mostras cilíndricas (φ10 mm × 15 mm) para compresión en quente foron procesadas para que o eixe do cilindro fose paralelo á dirección de deformación do bloque.A compresión a alta temperatura realizouse a varias temperaturas no intervalo de 1000-1150 °C mediante un simulador térmico Gleeble-3800 a unha taxa de tensión constante no intervalo de 0,01-10 s-1.Antes da deformación, as mostras quentáronse a unha velocidade de 10 °C s-1 durante 2 min a unha temperatura seleccionada para eliminar o gradiente de temperatura.Despois de acadar a uniformidade da temperatura, a mostra deformouse ata un valor de deformación real de 0,7.Despois da deformación, as mostras foron inmediatamente apagadas con auga para preservar a estrutura deformada.A mostra endurecida córtase entón paralela á dirección de compresión.Para este estudo en particular, escollemos unha mostra cunha condición de deformación en quente de 1050 °C, 10 s-1 porque a microdureza observada era maior que outras mostras7.
Utilizáronse mostras masivas (80 × 10 × 17 mm3) da solución sólida Ce-2507 nun molino asincrónico trifásico de dous rolos LG-300 coas mellores propiedades mecánicas entre todos os demais niveis de deformación6.A taxa de deformación e a redución do espesor para cada camiño son 0,2 m·s-1 e 5 %, respectivamente.
Utilizouse unha estación de traballo electroquímica Autolab PGSTAT128N para medicións electroquímicas SDSS despois do laminado en frío ata unha redución do 90% do espesor (deformación verdadeira equivalente a 1,0) e despois do prensado en quente a 1050 °C durante 10 s-1 ata unha tensión real de 0,7.A estación de traballo ten unha cela de tres electrodos cun electrodo de calomel saturado como electrodo de referencia, un contraelectrodo de grafito e unha mostra SDSS como electrodo de traballo.As mostras cortáronse en cilindros cun diámetro de 11,3 mm, a cuxos lados se soldaron fíos de cobre.A continuación, as mostras fixéronse con epoxi, deixando unha área aberta de traballo de 1 cm2 como electrodo de traballo (lado inferior da mostra cilíndrica).Teña coidado durante o curado do epoxi e o posterior lixado e pulido para evitar rachaduras.As superficies de traballo foron moídas e pulidas cunha suspensión de pulido de diamante cun tamaño de partícula de 1 μm, lavadas con auga destilada e etanol e secadas ao aire frío.Antes das medicións electroquímicas, as mostras pulidas expuxéronse ao aire durante varios días para formar unha película de óxido natural.Unha solución acuosa de FeCl3 (6,0% en peso), estabilizada a pH = 1,0 ± 0,01 con HCl segundo as recomendacións da ASTM, utilízase para acelerar a corrosión do aceiro inoxidable55 porque é corrosivo en presenza de ións cloruro cunha forte capacidade oxidante e baixo pH Normas ambientais G48 e A923.Inmerxe a mostra na solución de proba durante 1 hora para chegar ao estado estacionario case antes de facer calquera medida.Para mostras en solución sólida, formadas en quente e laminadas en frío, realizáronse medicións de impedancia a potenciais de circuíto aberto (OPC) de 0,39, 0,33 e 0,25 V, respectivamente, no intervalo de frecuencias de 1 105 a 0,1 Hz cunha amplitude de 5 mV.Todas as probas químicas repitéronse polo menos 3 veces nas mesmas condicións para garantir a reproducibilidade dos datos.
Para as medicións HE-SXRD, mediron bloques rectangulares de aceiro dúplex de 1 × 1 × 1,5 mm3 para cuantificar a composición da fase do feixe dun wiggler de alta enerxía Brockhouse en CLS, Canadá56.A recollida de datos realizouse en xeometría Debye-Scherrer ou xeometría de transmisión a temperatura ambiente.A lonxitude de onda de raios X calibrada co calibrador LaB6 é de 0,212561 Å, o que corresponde a 58 keV, que é moito maior que a de Cu Kα (8 keV) que se usa habitualmente como fonte de raios X de laboratorio.A mostra localizouse a unha distancia de 740 mm do detector.O volume de detección de cada mostra é de 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, que está determinado polo tamaño do feixe e o grosor da mostra.Todos os datos recolléronse mediante un detector de área Perkin Elmer, detector de raios X de panel plano, píxeles de 200 µm, 40 × 40 cm2 utilizando un tempo de exposición de 0,3 s e 120 fotogramas.
As medicións X-PEEM de dous sistemas modelo seleccionados realizáronse na estación final de Beamline MAXPEEM PEEM no laboratorio MAX IV (Lund, Suecia).Preparáronse as mostras do mesmo xeito que para as medicións electroquímicas.As mostras preparadas mantivéronse no aire durante varios días e desgasificáronse nunha cámara de baleiro ultraalto antes de irradiarse con fotóns de sincrotrón.A resolución enerxética da liña do feixe obtívose medindo o espectro de rendemento iónico na rexión de excitación desde N 1 s ata 1\(\pi _g^ \ast\) preto de hv = 401 eV en N2 coa dependencia da enerxía fotónica de E3/2, 57. Os espectros de aproximación deron ΔE (ancho da liña) eV no intervalo de medida e V no intervalo de enerxía espectral. Polo tanto, estimouse que a resolución da enerxía da liña de luz era E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 e un fluxo ≈1012 ph/s mediante a utilización dun monocromador SX-700 modificado cunha reixa de Si 1200 mm−1 de liñas para os bordos Fe 2p L2,3, L2,3, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L3 ,5 bordo. Polo tanto, estimouse que a resolución da enerxía da liña de luz era E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 e un fluxo ≈1012 ph/s mediante a utilización dun monocromador SX-700 modificado cunha reixa Si 1200 mm−1 de liñas para o bordo Fe 2p L2.3, L2.3 e L2.3, L2.3 e L2. .5 bordo. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 ђт0, эВ эВ В В 2 как ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 шеткой Si 1200 хp штримх 2 шл3, мод 2 кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 e кромка Ce M4,5. Así, a resolución enerxética da canle do feixe estimouse como E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 e fluxo ≈1012 f/s utilizando un monocromador SX-700 modificado cunha reixa Si de 1200 liñas/mm para o bordo Fe 2p L2 ,3, 2 Cr. 4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，通迨0,3 eV 和通量≈1012 ph/s，通迨1 倚迨1 倚过1 倚迨1光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缘和5 Cr 2p L2,3 边缘和5C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 20 为 朦 朦 0,3 EV > 2000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 缘 L2.3 蘌 用 L2.3 M4.5 边缘.Así, cando se usa un monocromador SX-700 modificado cunha reixa Si de 1200 liñas.3, Cr bordo 2p L2.3, Ni bordo 2p L2.3 e Ce bordo M4.5.Escanear enerxía fotón en pasos de 0,2 eV.En cada enerxía, as imaxes PEEM graváronse mediante un detector CMOS acoplado a fibra TVIPS F-216 con 2 x 2 bins, que proporciona unha resolución de 1024 × 1024 píxeles nun campo de visión de 20 µm.O tempo de exposición das imaxes foi de 0,2 s, cunha media de 16 fotogramas.A enerxía da imaxe fotoelectrónica elíxese de forma que proporcione o máximo sinal de electróns secundarios.Todas as medicións realizáronse con incidencia normal utilizando un feixe de fotóns polarizado linealmente.Pódese atopar máis información sobre as medidas nun estudo anterior.Despois de estudar o modo de detección do rendemento total de electróns (TEY) e a súa aplicación en X-PEEM49, estímase que a profundidade de proba deste método é duns 4-5 nm para o sinal Cr e uns 6 nm para o Fe.A profundidade de Cr é moi próxima ao espesor da película de óxido (~4 nm)60,61 mentres que a profundidade de Fe é maior que o grosor.A XRD recollida no bordo do Fe L é unha mestura de XRD de óxidos de ferro e Fe0 da matriz.No primeiro caso, a intensidade dos electróns emitidos procede de todos os tipos posibles de electróns que contribúen a TEY.Non obstante, un sinal de ferro puro require maior enerxía cinética para que os electróns pasen pola capa de óxido ata a superficie e sexan recollidos polo analizador.Neste caso, o sinal Fe0 débese principalmente aos electróns Auger LVV, así como aos electróns secundarios emitidos por eles.Ademais, a intensidade TEY contribuída por estes electróns decae durante o camiño de escape dos electróns, reducindo aínda máis a resposta espectral Fe0 no mapa XAS de ferro.
A integración da minería de datos nun cubo de datos (datos X-PEEM) é un paso clave para extraer información relevante (propiedades químicas ou físicas) nun enfoque multidimensional.A agrupación de K-means úsase amplamente en varios campos, incluíndo a visión artificial, o procesamento de imaxes, o recoñecemento de patróns sen supervisión, a intelixencia artificial e a análise clasificatoria.Por exemplo, a agrupación de K-means funcionou ben na agrupación de datos de imaxes hiperespectrais.En principio, para datos multifunción, o algoritmo K-means pode agrupalos facilmente en función da información sobre os seus atributos (propiedades de enerxía fotón).A agrupación de K-means é un algoritmo iterativo para dividir os datos en K grupos non superpostos (clusters), onde cada píxel pertence a un cluster específico dependendo da distribución espacial da inhomoxeneidade química na composición microestrutural do aceiro.O algoritmo de K-means inclúe dúas etapas: na primeira etapa calcúlanse os centroides K e, na segunda, a cada punto asígnaselle un grupo con centroides veciños.O centro de gravidade dun clúster defínese como a media aritmética dos puntos de datos (espectro XAS) para ese clúster.Hai varias distancias para definir os centroides veciños como distancia euclidiana.Para unha imaxe de entrada de px,y (onde x e y son a resolución en píxeles), CK é o centro de gravidade do clúster;esta imaxe pódese segmentar (agrupar) en K clusters usando K-means63.Os pasos finais do algoritmo de agrupación de K-means son:
Paso 2. Calcula a pertenza de todos os píxeles segundo o centroide actual.Por exemplo, calcúlase a partir da distancia euclidiana d entre o centro e cada píxel:
Paso 3 Asigne cada píxel ao centroide máis próximo.A continuación, recalcule as posicións do centroide K do seguinte xeito:
Paso 4. Repita o proceso (ecuacións (7) e (8)) ata que converxen os centroides.Os resultados finais da calidade do agrupamento están fortemente correlacionados coa mellor elección de centroides iniciais.Para a estrutura de datos PEEM das imaxes de aceiro, normalmente X (x × y × λ) é un cubo de datos de matriz 3D, mentres que os eixes x e y representan información espacial (resolución de píxeles) e o eixe λ corresponde a un fotón.imaxe espectral de enerxía.O algoritmo K-means utilízase para explorar rexións de interese nos datos X-PEEM separando píxeles (clusters ou subbloques) segundo as súas características espectrais e extraendo os mellores centroides (perfís espectrais XAS) para cada analito.cluster).Utilízase para estudar a distribución espacial, os cambios espectrais locais, o comportamento da oxidación e os estados químicos.Por exemplo, o algoritmo de agrupación K-means utilizouse para rexións Fe L-edge e Cr L-edge en X-PEEM traballado en quente e laminado en frío.Probáronse varios números de cúmulos K (rexións de microestrutura) para atopar os cúmulos e centroides óptimos.Cando se amosan estes números, os píxeles reasignaranse aos correspondentes centroides do clúster.Cada distribución de cor corresponde ao centro do grupo, mostrando a disposición espacial dos obxectos químicos ou físicos.Os centroides extraídos son combinacións lineais de espectros puros.
Os datos que apoian os resultados deste estudo están dispoñibles previa solicitude razoable do respectivo autor do WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Tenacidade á fractura dun aceiro inoxidable dúplex soldado. Sieurin, H. & Sandström, R. Tenacidade á fractura dun aceiro inoxidable dúplex soldado. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Resistencia á fractura do aceiro inoxidable dúplex soldado. 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. Tenacidade á fractura dos aceiros inoxidables dúplex soldados.Britannia.Parte fraccionaria.peles.73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Resistencia á corrosión dos aceiros inoxidables dúplex en ácidos orgánicos seleccionados e ambientes de ácido/cloruro orgánico. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Resistencia á corrosión dos aceiros inoxidables dúplex en ácidos orgánicos seleccionados e ambientes de ácido/cloruro orgánico.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.e Van Der Merwe, J. Resistencia á corrosión dos aceiros inoxidables dúplex en ambientes con algúns ácidos orgánicos e ácidos/cloruros orgánicos. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环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有机酸 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相stainless steel在特定的organic酸和organic酸/clorinated environment的耐过性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.e Van Der Merwe, J. Resistencia á corrosión dos aceiros inoxidables dúplex en ambientes seleccionados de ácidos orgánicos e ácidos/cloruros orgánicos.conservante.Métodos de materiais 57, 107-117 (2010).
Barrera, S. et al.Comportamento corrosivo-oxidativo de aliaxes dúplex Fe-Al-Mn-C.Materiais 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nova xeración de aceiros superdúplex para equipos de produción de gas e petróleo. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nova xeración de aceiros superdúplex para equipos de produción de gas e petróleo.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova xeración de aceiros superdúplex para equipos de produción de petróleo e gas.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova xeración de aceiros superdúplex para equipos de produción de gas e petróleo.Seminario web E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Investigation of hot deformation behavior of duplex stainless steel grade 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Investigation of hot deformation behavior of duplex stainless steel grade 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей сталиL ма2507к. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. A Study of Hot Deformation Behavior of Type 2507 Duplex Stainless Steel.Metal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究。Kingklang, S. e Utaisansuk, V. Investigation of the Hot Deformation Behavior of Type 2507 Duplex Stainless Steel.Metal.alma mater.transo.48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al.Efecto da laminación en frío controlada sobre a microestructura e as propiedades mecánicas do aceiro inoxidable superdúplex SAF 2507 modificado con cerio.alma mater.a ciencia.Britannia.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al.Propiedades estruturais e mecánicas inducidas pola deformación térmica do aceiro inoxidable superdúplex SAF 2507 modificado con cerio.J. Alma mater.tanque de almacenamento.tecnoloxía.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. e Zheng, K. Efecto dos elementos de terras raras no comportamento de oxidación a alta temperatura do aceiro austenítico. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. e Zheng, K. Efecto dos elementos de terras raras no comportamento de oxidación a alta temperatura do aceiro austenítico.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. e Zheng K. Influencia dos elementos de terras raras no comportamento do aceiro austenítico baixo oxidación a alta temperatura. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. e 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. e Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. e Zheng K. Influencia dos elementos de terras raras no comportamento dos aceiros austeníticos á oxidación a alta temperatura.koros.a ciencia.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efectos do Ce na microestrutura e propiedades dos aceiros inoxidables superferríticos 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efectos do Ce na microestrutura e propiedades dos aceiros inoxidables superferríticos 27Cr-3.8Mo-2Ni.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. e Sun S. Influencia do Se na microestrutura e propiedades dos aceiros inoxidables superferríticos 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能的影响 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efecto de Ce na microestrutura e propiedades do aceiro inoxidable superaceiro 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S.. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efecto de Ce na microestrutura e propiedades do aceiro inoxidable superferrítico 27Cr-3,8Mo-2Ni.Sinal de ferro.Steelmak 47, 67–76 (2020).