Grazas por visitar Nature.com. A versión do navegador que estás a usar ten compatibilidade limitada con CSS. Para obter a mellor experiencia, recomendámosche que uses un navegador actualizado (ou que desactives o modo de compatibilidade en Internet Explorer). Mentres tanto, para garantir a compatibilidade continua, renderizaremos o sitio sen estilos nin JavaScript.
O aceiro inoxidable amplamente utilizado e as súas versións forxadas son resistentes á corrosión en condicións ambientais debido á capa de pasivación que consiste en óxido de cromo. A corrosión e a erosión do aceiro asócianse tradicionalmente coa destrución destas capas, pero raramente a nivel microscópico, dependendo da orixe da inhomoxeneidade da superficie. Neste traballo, a heteroxeneidade química superficial a nanoescala detectada por microscopía espectroscópica e análise quimiométrica domina inesperadamente a descomposición e corrosión do aceiro inoxidable superdúplex modificado con cerio laminado en frío 2507 (SDSS) durante o seu comportamento de deformación en quente. por outra banda. 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 deficientes 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 atribuíuse ao cromo, que forma un óxido/oxihidróxido forte que exhibe un comportamento pasivante 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. Unha maior resistencia mecánica permite deseños máis lixeiros e compactos. Pola contra, o económico SDSS 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, nos contedores de produtos químicos e na industria petrolífera e gasística en alta mar4. Non obstante, o estreito rango 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 N6, 7, 8 introducíronse no SDSS 2507 (Ce-2507). Unha concentración axeitada do 0,08 % en peso de elementos de terras raras (Ce) ten un efecto beneficioso nas propiedades mecánicas do DSS, xa que mellora o refinamento do gran e a resistencia do límite de gran. Tamén se melloraron a resistencia ao desgaste e á corrosión, a resistencia á tracción e o límite elástico, e a traballabilidade en quente9. Grandes cantidades de nitróxeno poden substituír o contido de níquel, o que fai 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 gran, precipitados non desexados e diferentes reaccións. A microestrutura interna non homoxénea de varias fases austeníticas e ferríticas está deformada7. Polo tanto, o estudo das propiedades dos microdominios destas películas a nivel da estrutura electrónica é de crucial importancia para comprender a corrosión do SDSS e require técnicas experimentais complexas. Ata o de agora, os métodos sensibles á superficie, como a espectroscopia de electróns Auger11 e a espectroscopia de fotoelectróns de raios X12,13,14,15, así como o sistema de fotoelectróns de raios X duros, distinguen, pero a miúdo non separan, os estados químicos do mesmo elemento en diferentes puntos do espazo na nanoescala. Varios estudos recentes relacionaron a oxidación local do cromo co comportamento de corrosión observado en 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 do 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 pequeno tamaño procesado termomecanicamente moi próximo entre si, pero difiren en composición e estado de oxidación 16, 21. Polo tanto, revelar a destrución das películas de óxido e a súa posterior formación de picaduras require unha comprensión da inhomoxeneidade superficial a nivel microscópico. A pesar destes requisitos, aínda faltan avaliacións cuantitativas como a heteroxeneidade da oxidación lateral, especialmente do ferro a nanoescala/atómica, e a súa importancia para a resistencia á corrosión segue sen explorarse. Ata hai pouco, o estado químico de varios elementos, como o Fe e o Ca, describíase cuantitativamente en mostras de aceiro mediante microscopía fotoelectrónica de raios X brandos (X-PEEM) en instalacións de radiación de sincrotrón a nanoescala. Combinada con técnicas de espectroscopía de absorción de raios X (XAS) quimicamente sensibles, a X-PEEM permite a medición XAS con alta resolución espacial e espectral, proporcionando información química sobre a composición elemental e o seu estado químico cunha resolución espacial de ata a escala nanométrica23. Esta observación espectroscópica do lugar de inicio baixo un microscopio facilita os experimentos químicos locais e pode demostrar espacialmente cambios químicos previamente inexplorados na capa de Fe.
Este estudo amplía as vantaxes da PEEM na detección de diferenzas químicas a nanoescala e presenta un perspicaz método de análise superficial a nivel atómico para comprender o comportamento da corrosión do Ce-2507. Emprega datos quimiométricos de clústeres 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 rotura da película de óxido de cromo, a baixa pasivación e a baixa resistencia á corrosión actuais atribúense a nanoillas localizadas ricas en Fe3+ preto da capa de óxido de Fe/Cr, que poden ser un ataque do óxido protector. Forma unha película no seu lugar e causa corrosión.
O comportamento corrosivo do SDSS 2507 deformado avaliouse primeiro mediante medicións electroquímicas. Na figura 1 móstranse as curvas de Nyquist e Bode para mostras seleccionadas en solucións acuosas ácidas (pH = 1) de FeCl3 a temperatura ambiente. O electrolito seleccionado actúa como un forte axente oxidante, caracterizando a tendencia da película de pasivación á rotura. Aínda que o material non sufriu picaduras estables a temperatura ambiente, estas análises proporcionaron información sobre posibles eventos de fallo e procesos poscorrosión. O circuíto equivalente (figura 1d) utilizouse para axustar os espectros de espectroscopia de impedancia electroquímica (EIS), e os resultados do axuste correspondentes móstranse na táboa 1. Apareceron semicírculos incompletos ao probar as mostras tratadas en solución e traballadas en quente, mentres que os semicírculos comprimidos correspondentes foron laminados en frío (figura 1b). No espectro EIS, o raio do semicírculo pódese considerar como a resistencia de polarización (Rp)25,26. A Rp do SDSS tratado en solución na Táboa 1 é duns 135 kΩ cm-2; non obstante, para o SDSS traballado en quente e o laminado en frío podemos ver valores moito máis baixos, de 34,7 e 2,1 kΩ cm-2, respectivamente. Esta diminución significativa da Rp indica un efecto prexudicial da deformación plástica sobre a pasivación e a resistencia á corrosión, como se mostra en informes anteriores 27, 28, 29, 30.
a Diagramas de impedancia e fase de Nyquist, b e c de Bode, e un modelo de circuíto equivalente para d, onde RS é a resistencia electrolítica, Rp é a resistencia de polarización e QCPE é o óxido do elemento de fase constante empregado para modelar a capacitancia non ideal (n). As medicións de EIS realizáronse a potencial sen carga.
As constantes de primeira orde móstranse no diagrama de Bode e a meseta de alta frecuencia representa a resistencia electrolítica RS26. A medida que a frecuencia diminúe, a impedancia aumenta e atópase un ángulo de fase negativo, o que indica o dominio 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 segue sendo inferior a 90°, o que indica un comportamento capacitivo non ideal debido á dispersión capacitiva. Polo tanto, o elemento de fase constante (CPE) de QCPE úsase para representar a distribución de capacitancia interfacial derivada da rugosidade ou inhomoxeneidade da superficie, especialmente en termos de escala atómica, xeometría fractal, porosidade do eléctrodo, potencial non uniforme e distribución de corrente dependente da superficie. Xeometría do eléctrodo31,32. Impedancia CPE:
onde j é o número imaxinario e ω é a frecuencia angular. O QCPE é unha constante independente da frecuencia proporcional á área aberta activa do electrolito. n é un número de potencia adimensional que describe a desviación do comportamento capacitivo ideal dun condensador, é dicir, canto máis preto estea n de 1, máis preto estará o CPE da 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 o de produtos similares, o que significa que a calidade da superficie é menos uniforme.
En consonancia 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 de óxido protectora pasiva na superficie17. Esta película pasivante adoita ser rica en óxidos e/ou hidróxidos de Cr3+, integrando principalmente óxidos de Fe2+, óxidos de Fe3+ e/ou (oxi)hidróxidos33. A pesar da mesma uniformidade superficial, capa de óxido pasivante e ausencia de danos visibles na superficie, segundo determinan as imaxes microscópicas6,7, o comportamento á corrosión do SDSS traballado en quente e laminado en frío é diferente e, polo tanto, require un estudo en profundidade da microestrutura de deformación e as características estruturais do aceiro.
A microestrutura do aceiro inoxidable deformado investigouse cuantitativamente mediante raios X internos e de sincrotrón de alta enerxía (Figuras suplementarias 1, 2). Na Información suplementaria ofrécese unha análise detallada. Aínda que corresponden en gran medida ao tipo de fase principal, atópanse diferenzas nas fraccións de volume de fase, que se enumeran na Táboa suplementaria 1. Estas diferenzas poden estar asociadas 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 probetas laminadas en frío, determinada por XRD a partir 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, a redución do tamaño do gran, o aumento das microdeformacións e a densidade de dislocacións que se producen durante o tratamento termomecánico36,37,38. As mostras traballadas en quente presentan unha natureza máis granulosa, o que indica grans de tamaño micrónico, mentres que os aneis lisos observados nas mostras laminadas en frío (figura suplementaria 3) indican un refinamento significativo do gran a nanoescala en traballos anteriores6, o que debería contribuír á formación de pasivación da película e ao aumento da resistencia á corrosión. Unha maior densidade de dislocacións adoita asociarse a unha menor resistencia ás picaduras, o que concorda ben coas medicións electroquímicas.
Os cambios nos estados químicos dos microdominios dos elementos elementais foron estudados sistematicamente mediante X-PEEM. A pesar da abundancia de elementos de aliaxe, aquí seleccionáronse Cr, Fe, Ni e Ce39, xa que o Cr é un elemento clave para a formación dunha película de pasivación, o Fe é o elemento principal no aceiro e o Ni mellora a pasivación e equilibra a estrutura da fase ferrita-austenítica e o propósito da modificación do Ce. Axustando a enerxía da radiación de sincrotrón, o RAS foi recuberto desde a superficie coas principais características de Cr (bordo L2.3), Fe (bordo L2.3), Ni (bordo L2.3) e Ce (bordo M4.5). Conformación en quente e laminación en frío Ce-2507 SDSS. Realizouse unha análise de datos axeitada incorporando a calibración de enerxía con datos publicados (por exemplo, XAS 40, 41 sobre Fe L2, 3 bordos).
Na figura 2 móstranse imaxes X-PEEM de SDSS Ce-2507 traballado en quente (figura 2a) e laminado en frío (figura 2d) e as correspondentes arestas XAS de Cr e Fe L2,3 en localizacións marcadas individualmente. A aresta L2,3 do XAS sonda os estados 3d desocupados despois da fotoexcitación de electróns nos niveis de división da órbita de espín 2p3/2 (aresta L3) e 2p1/2 (aresta L2). A información sobre o estado de valencia do Cr obtívose a partir de XAS na aresta L2,3 na figura 2b, e. Comparación cos xuíces. 42,43 mostraron que se observaron catro picos preto da aresta L3, chamados A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) e D (582,2 eV), que reflicten 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 usando un campo cristalino de 2,0 eV44. Ambas as superficies do SDSS traballado en quente e laminado en frío están revestidas cunha capa relativamente uniforme de Cr2O3.
Unha imaxe térmica X-PEEM de SDSS deformado termicamente correspondente ao bordo b Cr L2.3 e ao bordo c Fe L2.3, d imaxe térmica X-PEEM de SDSS laminado en frío correspondente ao bordo e Cr L2.3 e ao lado do bordo f Fe L2 .3 (f). Os espectros XAS represéntanse en diferentes posicións espaciais marcadas nas imaxes térmicas (a, d), as liñas punteadas laranxas en (b) e (e) representan os espectros XAS simulados de Cr3+ cun valor de campo cristalino de 2,0 eV. Para as imaxes X-PEEM, utilízase 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 baixa a alta).
Independentemente do ambiente químico destes elementos metálicos, o estado químico das adicións de elementos de aliaxe de Ni e Ce para ambas as mostras permaneceu sen cambios. Debuxo adicional. As figuras 5-9 mostran imaxes X-PEEM e os espectros XAS correspondentes para Ni e Ce en varias posicións da superficie de mostras traballadas en quente e laminadas en frío. O XAS de Ni mostra os estados de oxidación do Ni2+ en toda a superficie medida de mostras traballadas en quente e laminadas en frío (Discusión suplementaria). Cómpre sinalar que, no caso das mostras traballadas en quente, non se observou o sinal XAS de Ce, mentres que no caso das mostras laminadas en frío, si se observou 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 termicamente, non se observou ningún cambio estrutural local no XAS no bordo de Fe L2,3 (Fig. 2c). Non obstante, a matriz de Fe cambia microrrexionalmente o seu estado químico en sete puntos seleccionados aleatoriamente do SDSS laminado en frío, como se mostra na Fig. 2f. Ademais, para ter unha idea precisa dos cambios no estado do Fe nas localizacións seleccionadas na Fig. 2f, realizáronse estudos de superficie locais (Fig. 3 e Fig. suplementaria 10) nos que se seleccionaron rexións circulares máis pequenas. Os espectros XAS do bordo de Fe L2,3 dos sistemas α-Fe2O3 e os óxidos octaédricos de Fe2+ modeláronse mediante múltiples cálculos de campo cristalino utilizando campos cristalinos de 1,0 (Fe2+) e 1,0 (Fe3+)44. Observamos que o α-Fe2O3 e o γ-Fe2O3 teñen diferentes simetrías locais45,46, o Fe3O4 ten unha combinación de Fe2+ e Fe3+,47 e o FeO45 como un óxido de Fe2+ formalmente divalente (3d6). Observamos que o α-Fe2O3 e o γ-Fe2O3 teñen diferentes simetrías locais45,46, o Fe3O4 ten unha combinación de Fe2+ e Fe3+,47 e o FeO45 como un 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).Teña en conta 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 representarse por Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 espinela con vacancias en posicións eg. Polo tanto, os ións Fe3+ en γ-Fe2O3 teñen posicións Td e Oh. Como se mencionou nun artigo anterior,45 aínda que a relación de intensidade dos dous é diferente, a súa relación de intensidade eg/t2g é ≈1, mentres que neste caso a relación de intensidade observada eg/t2g é de aproximadamente 1. Isto exclúe a posibilidade de que na situación actual só estea presente Fe3+. Considerando o caso do Fe3O4 tanto con Fe2+ como con Fe3+, a primeira característica que se sabe que ten un bordo L3 máis débil (máis forte) para o Fe indica un estado desocupado t2g máis pequeno (maior). Isto aplícase ao Fe2+ (Fe3+), o que demostra que a primeira característica do aumento indica un aumento no contido de Fe2+47. Estes resultados amosan que a coexistencia de Fe2+ e γ-Fe2O3, α-Fe2O3 e/ou Fe3O4 domina na superficie laminada en frío dos materiais compostos.
Imaxes térmicas fotoelectrónicas ampliadas dos espectros XAS (a, c) e (b, d) que cruzan o bordo Fe L2,3 en varias posicións espaciais dentro das rexións seleccionadas 2 e E nas figuras 2d.
Os datos experimentais obtidos (Fig. 4a e Fig. suplementaria 11) represéntanse graficamente e compáranse cos datos dos compostos puros 40, 41, 48. Tres tipos diferentes de espectros XAS de bordo L de Fe observados experimentalmente (XAS-1, XAS-2 e XAS-3: Fig. 4a). En particular, o espectro 2-a (denotado como XAS-1) na Fig. 3b seguido do espectro 2-b (etiquetado como XAS-2) observouse en toda a área de detección, mentres que os espectros como o E-3 observados na figura 3d (etiquetado como XAS-3) observáronse en lugares específicos. Como regra xeral, utilizáronse catro parámetros para identificar os estados de valencia existentes na mostra en estudo: (1) características espectrais L3 e L2, (2) posicións de enerxía das características L3 e L2, (3) diferenza de enerxía L3-L2, (4) relación de intensidade L2/L3. Segundo as observacións visuais (Fig. 4a), os tres compoñentes do Fe, concretamente Fe0, Fe2+ e Fe3+, están presentes na superficie do SDSS en estudo. A relación de intensidade L2/L3 calculada tamén indicou a presenza dos tres compoñentes.
Espectros XAS simulados de Fe con tres datos experimentais diferentes observados (liñas continuas XAS-1, XAS-2 e XAS-3 corresponden a 2-a, 2-b e E-3 nas figuras 2 e 3). Comparación de octaedros Fe2+ e Fe3+ con valores de campo cristalino de 1,0 eV e 1,5 eV, respectivamente, os datos experimentais medidos con bd (XAS-1, XAS-2, XAS-3) e os datos LCF optimizados correspondentes (liña negra continua), e tamén en forma de espectros XAS-3 con estándares Fe3O4 (estado mixto de Fe) e Fe2O3 (Fe3+ puro).
Empregouse un axuste de combinación lineal (LCF) dos tres estándares 40, 41, 48 para cuantificar a composición do óxido de ferro. O LCF implementouse para tres espectros XAS de bordo L de Fe seleccionados que mostraban o maior contraste, concretamente XAS-1, XAS-2 e XAS-3, como se mostra na figura 4b–d. Para os axustes LCF, tívose en conta un 10 % de Fe0 en todos os casos debido a que observamos un pequeno bordo en todos os datos e tamén debido a que o ferro metálico é o compoñente principal do aceiro. De feito, a profundidade de probación de X-PEEM para Fe (~6 nm)49 é maior que o grosor estimado da capa de oxidación (lixeiramente > 4 nm), o que permite a detección do sinal da matriz de ferro (Fe0) debaixo da capa de pasivación. De feito, a profundidade de probación de X-PEEM para Fe (~6 nm)49 é maior que o grosor estimado da capa de oxidación (lixeiramente > 4 nm), o que permite a detección do 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 слсояно но кольше 4 нм), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. De feito, a profundidade X-PEEM da sonda para Fe (~6 nm)49 é maior que o grosor 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），允许检测来自钝化层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略 略 略> 4 nm 慵慵来自 钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号信号 信号 信号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполатаемью чем предполатаемью слоя (немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) нибнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) нибнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) нибнаруживать сигнал. De feito, a profundidade de detección de Fe (~6 nm)49 por X-PEEM é maior que o grosor esperado da capa de óxido (lixeiramente > 4 nm), o que permite a detección do sinal da matriz de ferro (Fe0) debaixo da capa de pasivación. .Realizáronse varias combinacións de Fe2+ e Fe3+ para atopar a mellor solución posible para os datos experimentais observados. Na figura 4b móstrase o espectro XAS-1 para a combinación de Fe2+ e Fe3+, onde as proporcións de Fe2+ e Fe3+ foron similares en aproximadamente un 45 %, o que indica estados de oxidación mixtos do Fe. Mentres que para o espectro XAS-2, a porcentaxe de Fe2+ e Fe3+ é de ~30 % e 60 %, respectivamente. O Fe2+ é menor que o Fe3+. A proporción de Fe2+ a Fe3, igual a 1:2, significa que o Fe3O4 pódese formar na mesma proporción entre os ións Fe. Ademais, para o espectro XAS-3, a porcentaxe de Fe2+ e Fe3+ é de ~10 % e 80 %, o que indica unha maior conversión de Fe2+ a Fe3+. Como se mencionou anteriormente, o Fe3+ pode proceder de α-Fe2O3, γ-Fe2O3 ou Fe3O4. Para comprender a fonte máis probable de Fe3+, representouse graficamente o espectro XAS-3 con diferentes estándares de Fe3+ na Figura 4e, mostrando semellanza con ambos estándares ao considerar o pico B. Non obstante, a intensidade dos picos ombreiros (A: de Fe2+) e a relación de intensidade B/A indican que o espectro de XAS-3 é próximo, pero non coincide co espectro de γ-Fe2O3. En comparación co γ-Fe2O3 a granel, o pico Fe2p 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 coordinación só ao longo do bordo L2,3 ou a relación de intensidade L2/L3 segue sendo obxecto de investigación e debate en curso debido á complexidade dos diversos factores que afectan o 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 clasificando todos os espectros XAS obtidos na superficie da mostra mediante o método de agrupamento en clústeres K-means. Os perfís de bordo L do Cr forman dous clústeres óptimos distribuídos espacialmente nas mostras traballadas en quente e laminadas en frío que se mostran nas figuras 5. É evidente que non se perciben cambios estruturais locais como similares, xa que os dous centroides dos espectros XAS de Cr son comparables. Estas formas espectrais dos dous clústeres son case idénticas ás correspondentes a Cr2O342, o que significa que as capas de Cr2O3 están espazadas de forma relativamente uniforme no SDSS.
Cr L clústeres da rexión de bordo K-means e b son os centroides XAS correspondentes. Resultados da comparación X-PEEM de K-means de SDSS laminado en frío: c Cr L2.3 rexión de bordo dos clústeres K-means e d centroides XAS correspondentes.
Para ilustrar mapas de bordos de FeL máis complexos, empregáronse catro e cinco clústeres optimizados e os seus centroides asociados (perfís espectrais) para mostras traballadas en quente e laminadas en frío, respectivamente. Polo tanto, a porcentaxe (%) de Fe2+ e Fe3+ pódese obter axustando o LCF mostrado na figura 4. O potencial de pseudoelectrodo Epseudo en función de Fe0 utilizouse para revelar a inhomoxeneidade microquímica da película de óxido superficial. Epseudo estímase aproximadamente mediante a regra de mestura,
onde \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) é igual a \(\rm{Fe} + 2e^ – \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 e 0,036 V, respectivamente. As rexións cun potencial máis baixo teñen un maior contido do composto Fe3+. A distribución de potencial en mostras deformadas termicamente ten un carácter en capas cun cambio máximo de aproximadamente 0,119 V (Fig. 6a, b). Esta distribución de potencial está estreitamente 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 disímiles con diferentes contidos de Fe2+ e Fe3+ en SDSS laminado en frío, pódese observar unha natureza non uniforme do pseudopotencial (Fig. 6c, d). Os óxidos de Fe3+ e/ou os (oxi)hidróxidos 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 poden considerarse como áreas corroídas. Ao mesmo tempo, o gradiente no campo de potencial, en lugar do valor absoluto do potencial, pode utilizarse como indicador para a localización dos sitios de corrosión activa. Esta distribución desigual de Fe2+ e Fe3+ na superficie do SDSS laminado en frío pode cambiar a química local e proporcionar unha área superficial activa máis práctica durante as reaccións de rotura da película de óxido e corrosión, o que permite que a matriz metálica subxacente continúe corroíndose, o que resulta en heteroxeneidade interna.
Clústeres de K-means e centroides XAS correspondentes na rexión do bordo de Fe L2.3 do X-PEEM deformado en quente ac e df de SDSS laminado en frío. a, d Gráficos de clústeres de K-means superpostos ás imaxes X-PEEM. O potencial de pseudoelectrodo calculado (Epseudo) menciónase xunto co gráfico de clústeres 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 diferente estado químico do Fe provocan 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 ao Fe0 está asociado co ferro metálico subxacente. A reacción do Fe metálico co ambiente resulta na 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 resultar na formación de óxidos de Fe3O4 e/ou Fe2O3 despois do Fe(OH)252,53. Dúas formas estables de Fe, Fe3O4 e Fe2O3, tamén se poden formar na capa protectora rica en Cr3+, das cales o Fe3O4 prefire unha estrutura uniforme e pegañenta. A presenza de ambas resulta en estados de oxidación mixtos (espectro XAS-1). O espectro XAS-2 corresponde principalmente ao Fe3O4. Mentres que a observación dos espectros XAS-3 en varios lugares indicou unha conversión completa a γ-Fe2O3. Dado que a profundidade de penetración dos raios X despregados é duns 50 nm, o sinal da capa inferior resulta nunha maior intensidade do pico A.
O espectro XPA mostra que o compoñente de Fe na película de óxido ten unha estrutura en capas combinada cunha capa de óxido de Cr. En contraste cos signos de pasivación debido á inhomoxeneidade local do Cr2O3 durante a corrosión, a pesar da capa uniforme de Cr2O3 neste traballo, obsérvase unha baixa resistencia á corrosión neste caso, especialmente para probetas laminadas en frío. O comportamento observado pódese entender como a heteroxeneidade do estado de oxidación química na capa superior (Fe), o que afecta o rendemento á corrosión. Debido á mesma estequiometría da capa superior (óxido de ferro) e a 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 a cambios estequiométricos bruscos. O SDSS deformado pola 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 de EIS e a súa resistencia á corrosión redúcense. Pódese observar que a distribución local de illas ricas en Fe3+ debido á deformación plástica afecta principalmente á resistencia á corrosión, o que supón un gran avance neste traballo. Polo tanto, este estudo presenta imaxes microscópicas espectroscópicas da redución da resistencia á corrosión das mostras de SDSS estudadas polo método de deformación plástica.
Ademais, aínda que a aliaxe de terras raras en aceiros bifásicos mostra un mellor rendemento, a interacción deste elemento aditivo coa matriz de aceiro individual en termos de comportamento á corrosión segundo a microscopía espectroscópica segue sendo difícil de detectar. A aparición de sinais de Ce (a través dos bordos M XAS) só aparece nalgúns lugares durante a laminación en frío, pero desaparece durante a deformación en quente do SDSS, o que indica unha precipitación local de Ce na matriz de aceiro, en lugar dunha 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 formación de picaduras na rexión inicial54.
En conclusión, este traballo describe o efecto da heteroxeneidade superficial na corrosión do aceiro inoxidable SDSS 2507 modificado con cerio mediante a cuantificación do contido químico dos compoñentes a nanoescala. Respondemos á pregunta de por que o aceiro inoxidable se corroe mesmo baixo unha capa protectora de óxido cuantificando a súa microestrutura, química superficial e procesamento de sinais mediante a agrupación K-means. Estableceuse que as illas ricas en Fe3+, incluída a súa coordinación octaédrica e tetraédrica ao longo de toda a característica do Fe2+/Fe3+ mesturado, son a fonte de danos e corrosión da película de óxido laminada en frío SDSS. As nanoillas dominadas por Fe3+ conducen a unha baixa resistencia á corrosión mesmo en presenza dunha capa pasivante de Cr2O3 estequiométrica suficiente. Ademais dos avances metodolóxicos na determinación do efecto da heteroxeneidade química a nanoescala sobre a corrosión, espérase que o traballo en curso inspire procesos de enxeñaría para mellorar a resistencia á corrosión dos aceiros inoxidables durante a fabricación de aceiro.
Para preparar o lingote de Ce-2507 SDSS empregado neste estudo, fundiuse unha composición mixta que incluía unha aliaxe mestre de Fe-Ce selada cun tubo de ferro puro nun forno de indución de frecuencia media de 150 kg para producir aceiro fundido e verteuse nun molde. As composicións químicas medidas (en peso) indícanse na Táboa complementaria 2. Os lingotes fórxanse primeiro en quente en bloques. Despois recocéronse a 1050 °C durante 60 minutos para obter aceiro en estado de solución sólida e, a continuación, arrefríanse en auga a temperatura ambiente. As mostras estudadas foron estudadas en detalle mediante TEM e DOE para estudar as fases, o tamaño do gran e a morfoloxía. Pódese atopar información máis detallada sobre as mostras e o proceso de produción noutras fontes6,7.
Procesáronse mostras cilíndricas (φ10 mm × 15 mm) para compresión en quente de xeito que o eixo do cilindro fose paralelo á dirección de deformación do bloque. A compresión a alta temperatura levouse a cabo a varias temperaturas no rango de 1000-1150 °C usando un simulador térmico Gleeble-3800 a unha taxa de deformación constante no rango de 0,01-10 s-1. Antes da deformación, as mostras quentáronse a unha velocidade de 10 °C s-1 durante 2 minutos a unha temperatura seleccionada para eliminar o gradiente de temperatura. Despois de acadar a uniformidade da temperatura, a mostra deformouse a un valor de deformación real de 0,7. Despois da deformación, as mostras arrefriáronse inmediatamente con auga para preservar a estrutura deformada. A mostra endurecida córtase entón paralelamente 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 foi maior que a doutras mostras7.
Usáronse mostras masivas (80 × 10 × 17 mm3) da solución sólida de Ce-2507 nun muíño asíncrono 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 grosor para cada traxectoria son de 0,2 m·s-1 e 5 %, respectivamente.
Unha estación de traballo electroquímica Autolab PGSTAT128N empregouse para as medicións electroquímicas de SDSS despois da laminación en frío ata unha redución do 90 % no grosor (1,0 deformación verdadeira equivalente) e despois do prensado en quente a 1050 °C durante 10 s-1 ata unha deformación verdadeira de 0,7. A estación de traballo ten unha cela de tres eléctrodos cun eléctrodo de calomelano saturado como eléctrodo de referencia, un contraeléctrodo de grafito e unha mostra de SDSS como eléctrodo de traballo. As mostras cortáronse en cilindros cun diámetro de 11,3 mm, aos lados dos cales se soldaron fíos de cobre. Despois, as mostras fixáronse con epoxi, deixando unha área aberta de traballo de 1 cm2 como eléctrodo 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 esmeriladas e pulidas cunha suspensión de pulido de diamante cun tamaño de partícula de 1 μm, laváronse con auga destilada e etanol e secáronse 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 de cloruro cunha forte capacidade oxidante e pH baixo (normas ambientais G48 e A923). Mergulle a mostra na solución de proba durante 1 hora para alcanzar un estado case estacionario antes de realizar calquera medición. Para mostras en solución sólida, conformadas en quente e laminadas en frío, as medicións de impedancia realizáronse a potenciais de circuíto aberto (OPC) de 0,39, 0,33 e 0,25 V, respectivamente, no rango de frecuencia de 1 105 a 0,1 Hz cunha amplitude de 5 mV. Todas as probas químicas repetíronse polo menos 3 veces nas mesmas condicións para garantir a reproducibilidade dos datos.
Para as medicións HE-SXRD, medíronse 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 levouse a cabo 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, moito maior que a do Cu Kα (8 keV) que se usa habitualmente como fonte de raios X de laboratorio. A mostra situouse a unha distancia de 740 mm do detector. O volume de detección de cada mostra é de 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, o que está determinado polo tamaño do feixe e o grosor da mostra. Todos os datos recolléronse usando un detector de área Perkin Elmer, un detector de raios X de panel plano, píxeles de 200 µm, 40 × 40 cm2 usando un tempo de exposición de 0,3 s e 120 fotogramas.
As medicións X-PEEM de dous sistemas modelo seleccionados realizáronse na estación final PEEM de Beamline MAXPEEM no laboratorio MAX IV (Lund, Suecia). As mostras preparáronse do mesmo xeito que para as medicións electroquímicas. As mostras preparadas mantivéronse ao aire durante varios días e desgasificáronse nunha cámara de ultraalto baleiro antes de seren irradiadas con fotóns de sincrotrón. A resolución enerxética da liña de feixe obtívose medindo o espectro de rendemento de ións na rexión de excitación desde N1s ata 1\(\pi _g^ \ast\) preto de hv = 401 eV en N2 coa dependencia da enerxía dos fotóns de E3/2,57. Os espectros de aproximación deron un ΔE (ancho da liña espectral) de aproximadamente 0,3 eV no rango de enerxía medido. Polo tanto, estimouse que a resolución de enerxía da liña de luz era E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 e o fluxo ≈1012 ph/s utilizando un monocromador SX-700 modificado cunha rede de Si de 1200 liñas mm−1 para o bordo Fe 2p L2,3, o bordo Cr 2p L2,3, o bordo Ni 2p L2,3 e o bordo Ce M4,5. Polo tanto, estimouse que a resolución da enerxía da liña de feixe era E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 e o fluxo ≈1012 ph/s utilizando un monocromador SX-700 modificado cunha rede de Si de 1200 liñas mm−1 para o bordo Fe2p L2.3, o bordo Cr2p L2.3, o bordo Ni2p L2.3 e o bordo Ce M4.5. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 ђ 20 эВ В 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 e кромка Ce M4,5. Así, a resolución enerxética do canal do feixe estimouse como E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 e fluxo ≈1012 f/s usando un monocromador SX-700 modificado cunha rede de Si de 1200 liñas/mm para o bordo de Fe 2p L2,3, o bordo de Cr 2p L2,3, o bordo de Ni 2p L2,3 e o bordo de Ce M4,5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，通迨1 倚迨0,3 eV > 2000线mm-1 光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 嘘,Ce 线边缘.因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S ４ 因此 ４ 因此1200 线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p 缘、Cr 2p L2.3p L2.2p边缘和Ce M4.5 边缘。Así, ao usar un monocromador SX-700 modificado cunha rede de Si de 1200 liñas. 3, bordo de Cr 2p L2.3, bordo de Ni 2p L2.3 e bordo de Ce M4.5.Enerxía de fotóns de exploración en pasos de 0,2 eV. En cada enerxía, as imaxes PEEM rexistráronse usando un detector CMOS acoplado a fibra TVIPS F-216 con 2 x 2 compartimentos, 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 escóllese de tal xeito que proporciona o sinal de electróns secundarios máximo. Todas as medicións realizáronse con incidencia normal usando un feixe de fotóns polarizado linealmente. Pódese atopar máis información sobre as medicións nun estudo anterior. Despois de estudar o modo de detección de 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 de Cr e duns 6 nm para o Fe. A profundidade do Cr está moi preto do grosor da película de óxido (~4 nm)60,61 mentres que a profundidade do Fe é maior que o grosor. A XRD recollida no bordo do Fe₃L é unha mestura de XRD de óxidos de ferro e Fe₂O da matriz. No primeiro caso, a intensidade dos electróns emitidos provén de todos os tipos posibles de electróns que contribúen ao TEY. Non obstante, un sinal de ferro puro require unha maior enerxía cinética para que os electróns pasen a través da capa de óxido ata a superficie e sexan recollidos polo analizador. Neste caso, o sinal de Fe₂O débese principalmente aos electróns Auger de LVV, así como aos electróns secundarios emitidos por eles. Ademais, a intensidade de TEY achegada por estes electróns decae durante a ruta de escape dos electróns, o que reduce aínda máis a resposta espectral de Fe₂O no mapa XAS de ferro.
Integrar a minería de datos nun cubo de datos (datos X-PEEM) é un paso clave para extraer información relevante (propiedades químicas ou físicas) nunha abordaxe multidimensional. A agrupación en clústeres K-means úsase amplamente en varios campos, incluíndo a visión artificial, o procesamento de imaxes, o recoñecemento de patróns non supervisados, a intelixencia artificial e a análise clasificatoria. Por exemplo, a agrupación en clústeres K-means tivo un bo rendemento na agrupación en clústeres de datos de imaxes hiperespectrais. En principio, para datos de múltiples características, o algoritmo K-means pode agrupalos facilmente en función da información sobre os seus atributos (propiedades de enerxía fotónica). A agrupación en clústeres K-means é un algoritmo iterativo para dividir os datos en K grupos non superpostos (clústeres), onde cada píxel pertence a un clúster específico dependendo da distribución espacial da inhomoxeneidade química na composición microestrutural do aceiro. O algoritmo K-means inclúe dúas etapas: na primeira etapa, calcúlanse K centroides e, na segunda etapa, a cada punto asígnaselle un clúster 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 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 pode entón ser segmentada (agrupada) en K clústeres usando K-means63. Os pasos finais do algoritmo de agrupamento en clústeres 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 Asigna cada píxel ao centroide máis próximo. Despois, recalcula as K posicións do centroide do seguinte xeito:
Paso 4. Repita o proceso (ecuacións (7) e (8)) ata que os centroides converxan. Os resultados finais da calidade de agrupamento en clústeres están fortemente correlacionados coa mellor escolla de centroides iniciais. Para a estrutura de datos PEEM de 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 unha imaxe espectral de enerxía de fotóns. O algoritmo K-means úsase para explorar rexións de interese nos datos X-PEEM separando píxeles (clústeres ou subbloques) segundo as súas características espectrais e extraendo os mellores centroides (perfís espectrais XAS) para cada analito. Úsase para estudar a distribución espacial, os cambios espectrais locais, o comportamento de oxidación e os estados químicos. Por exemplo, o algoritmo de agrupamento en clústeres K-means utilizouse para as rexións de bordo L de Fe e bordo L de Cr en X-PEEM traballado en quente e laminado en frío. Probáronse varios números de K clústeres (rexións da microestrutura) para atopar os clústeres e centroides óptimos. Cando se mostran estes números, os píxeles reasignáronse aos centroides do clúster correspondentes. Cada distribución de cores corresponde ao centro do clúster, mostrando a disposición espacial dos obxectos químicos ou físicos. Os centroides extraídos son combinacións lineais de espectros puros.
Os datos que respaldan os resultados deste estudo están dispoñibles previa solicitude razoable do respectivo autor do WC.
Sieurin, H. e Sandström, R. Tenacidade á fractura dun aceiro inoxidable dúplex soldado. Sieurin, H. e Sandström, R. Tenacidade á fractura dun aceiro inoxidable dúplex soldado. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. e Sandström, R. Tenacidade 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. e Sandström, R. Tenacidade á fractura de aceiros inoxidables dúplex soldados.Britannia. Parte fraccionaria. pel. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH e Van Der Merwe, J. Resistencia á corrosión de aceiros inoxidables dúplex en ambientes de ácidos orgánicos e ácidos/cloruros orgánicos seleccionados. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH e Van Der Merwe, J. Resistencia á corrosión de aceiros inoxidables dúplex en ambientes de ácidos orgánicos e ácidos/cloruros orgánicos seleccionados.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. e Van Der Merwe, J. Resistencia á corrosión de aceiros inoxidables dúplex en ambientes con algúns ácidos orgánicos e ácidos/cloruros orgánicos. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 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 de aceiros inoxidables dúplex en ambientes seleccionados de ácidos orgánicos e ácidos/cloruros orgánicos.conservante. Materials Methods 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. et al. Comportamento corrosión-oxidativo de aliaxes dúplex Fe-Al-Mn-C. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. e Balikoev, A. Nova xeración de aceiros superdúplex para equipos de produción de gas e petróleo. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. e 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. e Uthaisangsuk, V. Investigación do comportamento de deformación en quente do aceiro inoxidable dúplex de grao 2507. Metall. Kingklang, S. e Uthaisangsuk, V. Investigación do comportamento de deformación en quente do aceiro inoxidable dúplex de grao 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей сталиL ма2507к. Kingklang, S. e Uthaisangsuk, V. Estudo do comportamento en deformación en quente do aceiro inoxidable dúplex tipo 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究。Kingklang, S. e Utaisansuk, V. Investigación do comportamento de deformación en quente do aceiro inoxidable dúplex tipo 2507. Metal.alma mater. trance. 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Efecto da laminación en frío controlada na microestrutura e as propiedades mecánicas do aceiro inoxidable superdúplex SAF 2507 modificado con cerio. Alma Mater. The Science. Britannia. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Propiedades estruturais e mecánicas inducidas pola deformación térmica do aceiro inoxidable SAF 2507 superdúplex modificado con cerio. J. Alma Mater. Storage Tank. Technology. 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 na oxidación a alta temperatura.Koros. A ciencia. 164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. e 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. e 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. e Sun, S. Efecto do 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. e Sun, S. Efecto do Ce na microestrutura e propiedades do aceiro inoxidable superferrítico 27Cr-3,8Mo-2Ni.Sinal de ferro. Steelmak 47, 67–76 (2020).