Grazas por visitar Nature.com. Estás a usar unha versión do navegador con 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). Ademais, para garantir a compatibilidade continua, mostramos o sitio sen estilos nin JavaScript.
Mostra un carrusel de tres diapositivas á vez. Usa os botóns Anterior e Seguinte para moverte por tres diapositivas á vez ou usa os botóns deslizantes do final para moverte por tres diapositivas á vez.
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 adoitan asociarse á destrución destas capas, pero raramente á aparición de inhomoxeneidades superficiais, dependendo do nivel microscópico. Neste traballo, a heteroxeneidade química da superficie a nanoescala, detectada por microscopía espectroscópica e análise quimiométrica, domina inesperadamente a fractura e a corrosión do aceiro inoxidable superdúplex modificado con cerio 2507 (SDSS) laminado en frío durante a súa deformación en quente. Aínda que a microscopía fotoelectrónica de raios X mostrou unha cobertura relativamente uniforme da capa natural de Cr2O3, o rendemento de pasivación do SDSS laminado en frío foi deficiente debido á distribución local de nanoillas ricas en Fe3+ na capa de óxido de Fe/Cr. Este coñecemento a escala atómica 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, as propiedades anticorrosión do ferrocromo atribúense ao cromo, que forma óxidos/oxihidróxidos fortes e presenta un comportamento pasivante na maioría dos ambientes. En comparación cos aceiros inoxidables convencionais (austeníticos e ferríticos) 1, 2, 3, os aceiros inoxidables superdúplex (SDSS) teñen unha mellor resistencia á corrosión e excelentes propiedades mecánicas. Unha maior resistencia mecánica permite deseños máis lixeiros e compactos. En contraste, o económico SDSS ten unha alta resistencia á corrosión por picaduras e fendas, o que resulta nunha vida útil máis longa, ampliando así a súa aplicación ao control da contaminación, aos recipientes químicos e á 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 modifícase para mellorar o rendemento anterior. Por exemplo, a modificación Ce introduciuse no SDSS 2507 (Ce-2507) cun alto contido de nitróxeno6,7,8. O elemento de terras raras (Ce), a unha concentración axeitada do 0,08 % en peso, ten un efecto beneficioso nas propiedades mecánicas do DSS, xa que mellora o refinamento do gran e a resistencia do límite de gran. Tamén melloran a resistencia ao desgaste e á corrosión, a resistencia á tracción e o límite elástico, así como a traballabilidade en quente9. Grandes cantidades de nitróxeno poden substituír o caro contido de níquel, o que fai que o SDSS sexa máis rendible10.
Recentemente, o SDSS foi deformado plasticamente a varias temperaturas (crioxénico, frío e quente) para acadar excelentes propiedades mecánicas6,7,8. Non obstante, a excelente resistencia á corrosión do SDSS debido á presenza dunha fina película de óxido na superficie vese afectada por moitos factores, como a heteroxeneidade inherente debido á presenza de fases heteroxéneas con diferentes límites de gran, precipitados non desexados e diferentes deformacións de resposta das fases austeníticas e ferríticas7. Polo tanto, o estudo das propiedades microscópicas do dominio destas películas ata o nivel da estrutura electrónica convértese en crucial 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 e a microscopía de fotoemisión de raios X duros (HAX-PEEM)16, en xeral, non conseguiron detectar diferenzas químicas nos estados químicos das capas superficiais do mesmo elemento en diferentes lugares do espazo a nanoescala. Varios estudos recentes correlacionaron a oxidación localizada do cromo co comportamento de corrosión observado en aceiros inoxidables austeníticos17, aceiros martensíticos18 e aceiros inoxidables de baixa densidade (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, que herdaron un pequeno tamaño como resultado do tratamento termomecánico, están moi próximos entre si, pero difiren en composición e estado de oxidación16,21. Polo tanto, para detectar o rachado das películas de óxido e a posterior picadura, é necesario comprender a heteroxeneidade superficial a nivel microscópico. A pesar destes requisitos, aínda faltan estimacións cuantitativas como a heteroxeneidade lateral na oxidación, especialmente para o Fe a nanoescala e atómica, e a súa correlación coa resistencia á corrosión segue sen explorarse. Ata hai pouco, o estado químico de varios elementos, como o Fe e o Ca22, en mostras de aceiro caracterizábase cuantitativamente mediante microscopía fotoelectrónica de raios X brandos (X-PEEM) en instalacións de radiación de sincrotrón a nanoescala. Combinada coa espectroscopia de absorción de raios X quimicamente sensible (XAS), a X-PEEM permite medicións XAS con alta resolución espacial e espectral, proporcionando información química sobre a composición dos elementos e o seu estado químico cunha resolución espacial de ata vinte e tres nanómetros. Esta observación espectromicroscópica do inicio facilita as observacións químicas locais e pode demostrar cambios químicos no espazo da capa de ferro que non foran investigados previamente.
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 unha abordaxe quimiométrica K-means24 agrupada para mapear a (hetero)homoxeneidade química global dos elementos implicados, cuxos estados químicos se presentan nunha representación estatística. En contraste coa corrosión iniciada pola destrución da película de óxido de cromo no caso tradicional, actualmente atribúense unha menor pasivación e unha menor resistencia á corrosión a nanoillas localizadas ricas en Fe3+ preto da capa de óxido de Fe/Cr, o que pode ter propiedades protectoras. O óxido destrúe a película punteada 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 nunha solución acuosa ácida (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, a análise proporcionou información sobre posibles eventos de fallo e corrosión posterior. O circuíto equivalente (figura 1d) utilizouse para axustar o espectro de espectroscopia de impedancia electroquímica (EIS), e os resultados do axuste correspondentes móstranse na táboa 1. Os semicírculos incompletos aparecen en mostras tratadas en solución e traballadas en quente, mentres que os semicírculos comprimidos aparecen en contrapartes laminadas en frío (figura 1b). Na espectroscopia EIS, o raio do semicírculo pódese considerar como a resistencia de polarización (Rp)25,26. A Rp da pista tratada en solución na Táboa 1 é duns 135 kΩ cm–2; non obstante, os valores da pista traballada en quente e laminada en frío son moito menores, 34,7 e 2,1 kΩ cm–2, respectivamente. Esta redución significativa da Rp mostra o efecto prexudicial da deformación plástica sobre a pasivación e a resistencia á corrosión, como se mostrou en informes anteriores27,28,29,30.
a Diagramas de impedancia e fase de Nyquist, b e c de Bode, e d modelos de circuítos equivalentes correspondentes, 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 realízanse a potencial de circuíto aberto.
As constantes simultáneas móstranse no diagrama de Bode, cunha meseta no rango de alta frecuencia que 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 o dominio da capacitancia. O ángulo de fase aumenta, mantendo un máximo nun rango de frecuencias relativamente amplo, e despois diminúe (Fig. 1c). Non obstante, nos tres casos, este 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 as distribucións de capacitancia interfacial derivadas da rugosidade ou inhomoxeneidade da superficie, especialmente a escala atómica, a xeometría fractal, a porosidade do eléctrodo, o potencial non uniforme e a xeometría coa forma dos eléctrodos31,32. Impedancia CPE:
onde j é o número imaxinario e ω é a frecuencia angular. O QCPE é unha constante independente da frecuencia que é proporcional á área aberta efectiva do electrolito. n é un número de potencia adimensional que describe a desviación dun condensador da capacitancia ideal, é dicir, canto máis preto estea n de 1, máis preto estará o CPE de ser puramente capacitivo, mentres que se n está preto de cero, parece resistivo. Pequenas desviacións de n, próximas a 1, indican o comportamento capacitivo non ideal da superficie despois das probas de polarización. O QCPE do SDSS laminado en frío é significativamente maior que o dos seus homólogos, 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 excelente resistencia á corrosión do SDSS debido á presenza dunha película protectora de óxido pasivante na superficie17. Estas películas pasivantes adoitan ser ricas en óxidos e/ou hidróxidos de Cr3+, principalmente en combinación con Fe2+, óxidos de Fe3+ e/ou (oxi)hidróxidos33. A pesar da mesma uniformidade superficial, capa de óxido pasivante e ausencia de gretas superficiais observadas segundo as medicións microscópicas6,7, o comportamento á corrosión do SDSS traballado en quente e laminado en frío é diferente, polo que é necesario un estudo en profundidade das características microestruturais para a deformación do aceiro.
A microestrutura do aceiro inoxidable deformado estudouse cuantitativamente mediante raios X intrínsecos e de sincrotrón de alta enerxía (Figuras suplementarias 1, 2). Na Información suplementaria ofrécese unha análise detallada. Aínda que existe un consenso xeral sobre o tipo de fase principal, atopáronse diferenzas nas fraccións de fase a granel, que se enumeran na Táboa suplementaria 1. Estas diferenzas poden deberse a fraccións de fase non homoxéneas na superficie e no volume, que se ven afectadas por diferentes profundidades de detección de difracción de raios X (XRD) con diferentes fontes de enerxía de fotóns incidentes34. As fraccións de austenita relativamente altas en probetas laminadas en frío determinadas por XRD a partir dunha fonte de laboratorio indican unha mellor pasivación e despois unha mellor resistencia á corrosión35, mentres que resultados máis precisos e estatísticos suxiren tendencias opostas nas fraccións 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 mostraron unha natureza máis granulosa, indicativa de grans de tamaño micrónico, mentres que os aneis lisos observados nas mostras laminadas en frío (Figura suplementaria 3) foron indicativos dun refinamento significativo do gran a nanotamaño en traballos anteriores. Isto debería favorecer a formación de película pasiva e o aumento da resistencia á corrosión. Unha maior densidade de dislocacións adoita asociarse a unha menor resistencia á picadura, o que concorda ben coas medicións electroquímicas.
Os cambios no estado químico dos microdominios dos elementos principais estudáronse sistematicamente mediante X-PEEM. Aínda que hai máis elementos de aliaxe, aquí escóllense Cr, Fe, Ni e Ce39, xa que o Cr é o elemento clave para formar a película pasiva, o Fe é o elemento principal para o aceiro e o Ni mellora a pasivación e equilibra a fase ferrita-austenítica. A estrutura e a modificación son o propósito do Ce. Ao axustar a enerxía do feixe de sincrotrón, XAS capturou as principais características do Cr (bordo L2.3), Fe (bordo L2.3), Ni (bordo L2.3) e Ce (bordo M4.5) da superficie. -2507 SDSS. Realizouse unha análise de datos axeitada incluíndo a calibración de enerxía con datos publicados (por exemplo, XAS en Fe L2, 3 costelas40,41).
Na figura 2 móstranse imaxes X-PEEM de SDSS de 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 posicións marcadas individualmente. A aresta XAS L2,3 explora os estados 3d desocupados dos electróns despois da fotoexcitación 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 da análise de difracción de raios X da aresta L2,3 na figura 2b e d. Comparación de ligazóns. As figuras 42 e 43 mostraron que se observaron catro picos A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) e D (582,2 eV) preto da aresta L3, reflectindo ións octaédricos de Cr3+, correspondentes a Cr2O3. Os espectros experimentais concordan cos cálculos teóricos, como se mostra nos paneis b e e, obtidos a partir de múltiples cálculos de 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 recubertas cunha capa relativamente uniforme de Cr2O3.
a Imaxe térmica de SDSS conformado en quente con X-PEEM correspondente á aresta b Cr L2.3 e á aresta c Fe L2.3, d Imaxe térmica X-PEEM de SDSS laminado en frío correspondente á aresta e Cr L2.3 e f Fe L2.3 do lado (e). Os espectros XAS representados en varias posicións espaciais marcadas nas imaxes térmicas (a, d) polas liñas punteadas laranxas en (b) e (e) representan 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 igual. Debuxo adicional. Na figura 5-9 móstranse imaxes X-PEEM e 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 o estado de oxidación do Ni2+ en toda a superficie medida de mostras traballadas en quente e laminadas en frío (Discusión suplementaria). É salientable que, no caso das mostras traballadas en quente, non se observa o sinal XAS de Ce, mentres que o espectro de Ce3+ das mostras laminadas en frío si se observa nun punto. A observación de manchas de Ce en mostras laminadas en frío mostrou que o Ce existe principalmente en forma de precipitados.
En SDSS deformado termicamente, non se observou ningún cambio estrutural local no XAS no bordo Fe L2,3 (Fig. 2c). Non obstante, como se mostra na fig. 2f, a matriz de Fe cambia microscopicamente o seu estado químico en sete puntos seleccionados aleatoriamente no SDSS laminado en frío. 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 Fe L2,3 dos sistemas α-Fe2O3 e os óxidos octaédricos Fe2+ modeláronse mediante cálculos de campo cristalino multiplete con 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 combinacións 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 expresarse como 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 no traballo anterior, aínda que as relacións de intensidade dos dous son diferentes, 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 descarta a posibilidade de que só estea presente Fe3+ neste caso. Considerando o caso do Fe3O4 con combinacións de Fe2+ e Fe3+, sábese que unha primeira característica máis débil (forte) no bordo L3 do Fe indica unha desocupación menor (maior) no estado t2g. Isto aplícase ao Fe2+ (Fe3+), que indica un aumento no primeiro signo que indica un aumento no contido de Fe2+47. Estes resultados mostran que o Fe2+ e γ-Fe2O3, α-Fe2O3 e/ou Fe3O4 predominan nas superficies laminadas en frío dos materiais compostos.
Imaxes térmicas de fotoemisión electrónica ampliadas dos espectros XAS (a, c) e (b, d) a través do bordo de 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) representáronse graficamente e comparáronse cos dos compostos puros 40, 41, 48. Basicamente, observáronse tres tipos diferentes de espectros XAS de bordo L de Fe observados experimentalmente (XAS-1, XAS-2 e XAS-3: Fig. 4a) en localizacións espacialmente diferentes. En particular, observouse un espectro similar a 2-a (denotado como XAS-1) na Fig. 3b en toda a rexión de interese, seguido dun espectro 2-b (etiquetado como XAS-2), mentres que se observou un espectro similar a E-3 na Fig. 3d (denominado XAS-3) en certas localizacións. Normalmente, utilízanse catro parámetros para identificar os estados de valencia presentes nunha mostra de sonda: (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 estudado. A relación de intensidade L2/L3 calculada tamén indicou a presenza dos tres compoñentes.
a Observáronse tres datos experimentais diferentes (as liñas continuas XAS-1, XAS-2 e XAS-3 corresponden a 2-a, 2-b e E-3 na Fig. 2 e na Fig. 3) comparados con espectros de comparación XAS simulados, octaedros Fe2+, Fe3+, valores de campo cristalino de 1,0 eV e 1,5 eV, respectivamente, b–d Datos experimentais medidos (XAS-1, XAS-2, XAS-3) e datos LCF optimizados correspondentes (liña negra continua), e comparación dos espectros XAS-3 cos estándares Fe3O4 (estado mixto de Fe) e Fe2O3 (Fe3+ puro).
Empregouse un axuste de combinación lineal (LCF) dos tres estándares40,41,48 para cuantificar a composición do óxido de ferro. A 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, considerouse un 10 % de Fe0 en todos os casos debido á pequena repisa que observamos en todos os datos e ao feito de que o metal ferroso 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.De feito, o X-PEEM detecta Fe (~6 nm)49 a unha profundidade superior á esperada da capa de óxido (algo máis de 4 nm), o que permite a detección de sinais 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 a combinación de Fe2+ e Fe3+ no espectro XAS-1, onde as proporcións de Fe2+ e Fe3+ son próximas, arredor do 45 %, o que indica un estado de oxidación mixto do Fe. Mentres que para o espectro XAS-2, a porcentaxe de Fe2+ e Fe3+ chega a ser de ~30 % e 60 %, respectivamente. O contido de Fe2+ é menor que o de Fe3+. A proporción de Fe2+ a Fe3 de 1:2 significa que se pode formar Fe3O4 coa mesma proporción de ións Fe. Ademais, para o espectro XAS-3, as porcentaxes de Fe2+ e Fe3+ cambiaron a ~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+, os espectros XAS-3 represéntanse xunto con varios estándares de Fe3+ na Fig. 4e, mostrando semellanza cos dous estándares cando se considera o Pico B. Non obstante, a intensidade do ombreiro (A: procedente de Fe2+) e a relación de intensidade B/A indican que o espectro de XAS-3 é próximo, pero non o mesmo, que o de γ-Fe2O3. En comparación co γ-Fe2O3 a granel, a intensidade Fe2p XAS do pico A SDSS é 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 tanto nas posicións Oh como Td, a identificación de diferentes estados de valencia e coordinación só polo bordo L2,3 ou a relación de intensidade L2/L3 segue a ser un problema, un tema de discusión recorrente debido á complexidade dos diversos factores implicados no espectro final41.
Ademais da discriminación espectral dos estados químicos das rexións de interese seleccionadas descrita anteriormente, avaliouse 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 Cr L axustáronse de tal xeito que formaron 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 observaron cambios estruturais locais, xa que os dous centroides dos espectros XAS de Cr son moi similares. Estas formas espectrais dos dous clústeres son case idénticas ás correspondentes a Cr2O342, o que significa que as capas de Cr2O3 están distribuídas de forma relativamente uniforme sobre o SDSS.
un clúster de rexións de Cr de bordo L con K-medias, b centroides XAS correspondentes. Resultados da comparación X-PEEM con K-medias de SDSS laminado en frío: c clústeres de rexións de bordo con K-medias de Cr L2,3 e d centroides XAS correspondentes.
Para ilustrar un mapa de bordos de FeL máis complexo, utilízanse catro e cinco clústeres optimizados e os seus centroides asociados (distribucións 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 \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), que son 0,440 e 0,036 V, respectivamente. As áreas cun potencial máis baixo teñen un maior contido de compostos de Fe3+. A distribución de potencial nunha mostra deformada 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 relacionados coa posición no interior lamelar subxacente (Fig. 6b). Pola contra, para a combinación de diferentes óxidos 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 compoñentes da corrosión no aceiro e son permeables ao osíxeno e á auga50. Neste caso, pódese observar que as illas ricas en Fe3+ están distribuídas localmente e poden considerarse como áreas de corrosión. Neste caso, o gradiente no campo de potencial, en lugar do valor absoluto do potencial, pode considerarse como un indicador da localización das rexións de corrosión activa51. Esta distribución non homoxénea de Fe2+ e Fe3+ na superficie do SDSS laminado en frío pode cambiar as propiedades químicas locais e proporcionar unha área superficial máis eficaz nas reaccións de fenda e corrosión da película de óxido, o que permite que a matriz metálica subxacente se corroa continuamente, o que resulta nunha inhomoxeneidade interna e reduce as características protectoras da capa pasivante.
Clústeres K-means de rexións de bordo de Fe L2,3 e centroides XAS correspondentes para X-PEEM traballado en quente a-c e SDSS laminado en frío d-f. Gráfico de clústeres K-means a e d superposto á imaxe X-PEEM. Menciónanse os potenciais de pseudoelectrodo estimados (epseudo) xunto cos diagramas de clústeres K-means. O brillo dunha imaxe X-PEEM como a cor da figura 2 é directamente proporcional á intensidade de absorción de raios X.
O Cr relativamente uniforme pero o diferente estado químico do Fe provocan diferentes orixes de rachaduras da película de óxido e patróns de corrosión no Ce-2507 laminado en quente e en frío. Esta propiedade do Ce-2507 laminado en frío é ben coñecida. Con respecto á formación de óxidos e hidróxidos de Fe no aire atmosférico, as seguintes reaccións péchanse neste traballo como reaccións neutras:
Baseándose na medición de X-PEEM, a reacción anterior ocorreu nos seguintes casos. Un pequeno ombreiro correspondente ao Fe0 está asociado co ferro metálico subxacente. A reacción do Fe metálico co ambiente leva á formación dunha capa de Fe(OH)2 (ecuación (5)), que amplifica o sinal de Fe2+ no XAS do bordo L do Fe. A exposición prolongada ao aire dará lugar á formación de óxidos de Fe3O4 e/ou Fe2O3 despois do Fe(OH)252,53. Dous tipos de Fe estable, Fe3O4 e Fe2O3, tamén se poden formar nunha capa protectora rica en Cr3+, onde o Fe3O4 prefire unha estrutura uniforme e cohesiva. A presenza de ambos dá lugar a estados de oxidación mixtos (espectro XAS-1). O espectro XAS-2 corresponde principalmente ao Fe3O4. Mentres que os espectros XAS-3 observados en varias posicións indicaron unha conversión completa a γ-Fe2O3. Dado que os raios X sen envolver teñen unha profundidade de penetración de aproximadamente 50 nm, o sinal da capa subxacente resulta nunha maior intensidade do pico A.
O espectro de XRD mostra que o compoñente de Fe na película de óxido ten unha estrutura en capas, que se combina coa capa de óxido de Cr. En contraste coa característica de pasivación da corrosión debido á inhomoxeneidade local do Cr2O317, a pesar da capa uniforme de Cr2O3 neste estudo, observouse unha baixa resistencia á corrosión neste caso, especialmente para mostras laminadas en frío. O comportamento observado pódese entender como a heteroxeneidade do estado de oxidación química da capa superior (Fe) que afecta o rendemento á corrosión. A lenta transferencia de ións metálicos ou de osíxeno na rede debido á mesma estequiometría das capas superior (óxido de Fe) e inferior (óxido de Cr)52,53 leva a unha mellor interacción (adhesión) entre elas. Isto, á súa vez, mellora a resistencia á corrosión. Polo tanto, a estequiometría continua, é dicir, un estado de oxidación do Fe, é preferible aos cambios estequiométricos bruscos. O SDSS deformado termicamente ten unha superficie máis uniforme e unha capa protectora máis densa, o que proporciona unha mellor resistencia á corrosión. Non obstante, para o SDSS laminado en frío, a presenza de illas ricas en Fe3+ baixo a capa protectora destrúe a integridade da superficie e provoca corrosión galvánica do substrato próximo, o que leva a unha diminución de Rp (Táboa 1) nos espectros de EIS e na súa resistencia á corrosión. Polo tanto, as illas ricas en Fe3+ distribuídas localmente debido á deformación plástica inflúen principalmente no rendemento da resistencia á corrosión, o que supón un gran avance neste traballo. Por conseguinte, este estudo presenta espectromicrografías da redución da resistencia á corrosión debido á deformación plástica das mostras de SDSS estudadas.
Ademais, aínda que a aliaxe de terras raras en aceiros de fase dual ten un mellor rendemento, a interacción deste elemento engadido coa matriz de aceiro individual en termos de comportamento á corrosión segue sendo difícil de alcanzar segundo as observacións de microscopía espectroscópica. O sinal de Ce (ao longo do bordo M do XAS) aparece só nalgunhas posicións durante a laminación en frío, pero desaparece durante a deformación en quente do SDSS, o que indica unha deposición local de Ce na matriz de aceiro en lugar dunha aliaxe homoxénea. Aínda que as propiedades mecánicas do SDSS non melloran6,7, a presenza de terras raras reduce o tamaño das inclusións e pénsase que suprime a formación de picaduras na orixe54.
En conclusión, este traballo describe o efecto da heteroxeneidade superficial na corrosión do 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 cando está revestido cunha capa protectora de óxido estudando cuantitativamente a microestrutura, o estado químico das características superficiais e o procesamento de sinais mediante a agrupación K-means. Estableceuse que as illas ricas en Fe3+, incluída a súa coordinación octaédrica e tetraédrica en toda a estrutura do Fe2+/Fe3+ mesturado, son unha fonte de destrución da película de óxido e unha fonte de corrosión do SDSS laminado en frío. 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 realizados na determinación do efecto da heteroxeneidade química a nanoescala sobre a corrosión, espérase que o presente traballo inspire procesos de enxeñaría para mellorar a resistencia á corrosión dos aceiros inoxidables durante a fabricación de aceiro.
Para preparar os lingotes de Ce-2507 SDSS empregados neste estudo, os compoñentes mesturados, incluída a aliaxe mestre de Fe-Ce selada con tubos de ferro puro, fundíronse nun forno de indución de frecuencia media de 150 kg para producir aceiro fundido e vertido en moldes de fundición. As composicións químicas medidas (en peso %) indícanse na Táboa complementaria 2. O lingote fórmase primeiro en quente en bloques. Despois, o aceiro recocéuse a 1050 °C durante 60 minutos ata obter unha solución sólida e, a continuación, arrefríase en auga ata 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.
Procesar mostras cilíndricas (φ10 mm × 15 mm) para prensado en quente co eixe do cilindro paralelo á dirección de deformación do bloque. A compresión a alta temperatura realizouse a unha taxa de deformación constante no rango de 0,01-10 s-1 a varias temperaturas no rango de 1000-1150 °C usando un simulador térmico Gleeble-3800. Antes da deformación, as mostras quentáronse á temperatura seleccionada a unha velocidade de 10 °C s-1 durante 2 minutos para eliminar o gradiente de temperatura. Despois de acadar a uniformidade da temperatura, as mostras deformáronse a un valor de deformación real de 0,7. Despois da deformación, arrefríanse inmediatamente con auga para manter a estrutura deformada. Despois, as mostras endurecidas cortáronse paralelamente á dirección de compresión. Para este estudo en particular, escollemos unha mostra deformada termicamente a 1050 °C, 10 s-1 debido a unha microdureza observada maior que outras mostras7.
Probáronse mostras a granel (80 × 10 × 17 mm3) da solución sólida de Ce-2507 nunha máquina de deformación trifásica asíncrona de dous rolos LG-300, que proporcionou as mellores propiedades mecánicas entre todas as outras clases de deformación6. A taxa de deformación e a redución do grosor foron de 0,2 m·s-1 e 5 % para cada traxectoria, respectivamente.
Unha estación de traballo electroquímica Autolab PGSTAT128N utilizouse para medir electroquimicamente o SDSS despois da laminación en frío ata unha redución do espesor do 90 % (1,0 deformación verdadeira equivalente) e o prensado en quente ata unha deformación verdadeira de 0,7 a 1050 °C e 10 s-1. 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 cuxos lados se soldaron fíos de cobre. Despois, a mostra verteuse con resina epoxi, deixando unha área aberta de traballo de 1 cm2 como eléctrodo de traballo (a superficie inferior da mostra cilíndrica). Teña coidado durante o curado do epoxi e durante o posterior lixado e pulido para evitar que se rache. A superficie de traballo é lapeada e púida cunha suspensión de pulido de diamante cun tamaño de partícula de 1 micra, límpese con auga destilada e etanol e sécase 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 con HCl a un pH de 1,0 ± 0,01, utilizouse para acelerar a corrosión do aceiro inoxidable55, xa que se atopa en ambientes agresivos onde hai ións de cloruro con forte poder oxidante e pH baixo, segundo as especificacións da ASTM. As normas propostas son G48 e A923. As mostras mergulláronse na solución de proba durante 1 hora antes de realizar calquera medición para alcanzar un estado próximo ao estacionario. Para as mostras en solución sólida, traballadas en quente e laminadas en frío, o rango de frecuencia de medición de impedancia foi de 1 × 105 ~ 0,1 Hz, e o potencial de circuíto aberto (OPS) foi de 5 mV, que foi de 0,39, 0,33 e 0,25 VSCE, respectivamente. Cada proba electroquímica de calquera mostra repetiuse polo menos tres 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 nunha liña de ondulación Brockhouse de alta enerxía en CLS, Canadá, para cuantificar a composición de fase56. A recollida de datos realizouse a temperatura ambiente en xeometría de Debye-Scherrer ou xeometría de transporte. A lonxitude de onda dos raios X calibrados para o calibrante 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 colócase 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. Cada un destes datos recompilouse empregando un detector de área Perkin Elmer, un detector de raios X de pantalla plana, píxeles de 200 µm, 40 × 40 cm2, cun tempo de exposición de 0,3 segundos e 120 fotogramas.
As medicións X-PEEM de dous sistemas modelo seleccionados realizáronse na estación final PEEM da liña 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 ser irradiadas con fotóns de sincrotrón. A resolución enerxética do feixe obtense medindo o espectro de saída de ións desde N1 s ata 1\(\pi _g^ \ast\) da rexión de excitación con hv = 401 eV en N2 e a dependencia da enerxía dos fotóns de E3/2.57. O axuste espectral deu ΔE (ancho de liña espectral) ~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 通翨 700 eV/0,3 eV > 2000单色器和Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缘咘 边缘缘,Ce,Ce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 怚0 过 SX 通0 0 0单色器 和 SI 1200 线 mm-1 光栅 于 Fe 2P 2P 2P L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 蒾Ce 缘炼5.Así, ao usar un monocromador SX-700 modificado e unha 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.Expandir a enerxía dos fotóns en pasos de 0,2 eV. En cada enerxía, as imaxes PEEM rexistráronse cun detector CMOS TVIPS F-216 cunha conexión de fibra óptica de agrupamento 2 x 2 que proporciona 1024 × 1024 píxeles nun campo de visión de 20 µm. O tempo de exposición das imaxes é de 0,2 segundos, 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 realízanse coa incidencia normal dun feixe de fotóns polarizado linealmente. Para obter máis información sobre as medicións, consulte un estudo anterior58. Despois de estudar o modo de detección de rendemento total de electróns (TEY)59 e a súa aplicación en X-PEEM, a profundidade de detección deste método estímase en ~4–5 nm para o sinal de Cr e ~6 nm para o sinal de Fe. A profundidade de Cr está moi preto do grosor da película de óxido (~4 nm)60,61 mentres que a profundidade de Fe é maior que o grosor da película de óxido. O XAS recollido preto do bordo do FeL é unha mestura de XAS de óxido de ferro e FeO da matriz. No primeiro caso, a intensidade dos electróns emitidos débese a todos os posibles tipos 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, cheguen á superficie e sexan recollidos polo analizador. Neste caso, o sinal de Fe0 débese principalmente aos electróns Auger de LVV e aos electróns secundarios emitidos por eles. Ademais, a intensidade do TEY que achegan estes electróns decae durante a ruta de escape de electróns49, o que reduce aínda máis a sinatura espectral do Fe0 no mapa XAS de ferro.
A integración da minería de datos en cubos de datos (datos X-PEEM) é un paso clave para extraer información relevante (propiedades químicas ou físicas) de forma multidimensional. A agrupación en clústeres K-means úsase amplamente en varias áreas, incluíndo a visión artificial, o procesamento de imaxes, o recoñecemento de patróns non supervisados, a intelixencia artificial e a análise clasificatoria24. Por exemplo, a agrupación en clústeres K-means aplícase ben á agrupación en clústeres de datos de imaxes hiperespectrais62. En principio, para datos de varios obxectos, o algoritmo K-means pode agrupalos facilmente segundo a información sobre os seus atributos (características da enerxía fotónica). A agrupación en clústeres K-means é un algoritmo iterativo para particionar 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 consta de dous pasos: o primeiro paso calcula os K centroides e o segundo paso asigna cada punto a un clúster con centroides veciños. O centro de gravidade dun clúster defínese como a media aritmética dos puntos de datos (espectros XAS) dese clúster. Existen diferentes distancias para definir centroides veciños como distancias euclidianas. Para unha imaxe de entrada de px,y (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 o grao de 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 do clúster están altamente correlacionados coa escolla óptima dos centroides iniciais63. 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 ao modo espectral de enerxía dos fotóns. O algoritmo K-means utilizouse para explorar rexións de interese nos datos X-PEEM separando os píxeles (clústeres ou subbloques) segundo as súas características espectrais e extraendo o mellor centroide (curva espectral XAS) para cada analito (clúster). Úsase para estudar a distribución espacial, os cambios espectrais locais, o comportamento de oxidación e o estado químico. 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 microestruturais) para atopar os mellores clústeres e centroides. Cando se mostra o gráfico, os píxeles reasignanse aos centroides do clúster correctos. 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 para a súa solicitude a través 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.proxecto. fractal. 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. 双相不锈钢在选定有机酸和有机酸/氯化物环境中的肀肀肀 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相stainless steel在特定organic酸和Organic酸/clorinated environment的耐而性性。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.anticorrosivo. Método Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. Propiedades oxidantes da corrosión das aliaxes dúplex de 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. 2507 级双相不锈钢的热变形行为研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. e Utaisansuk, V. Investigación do comportamento de deformación en quente do aceiro inoxidable dúplex tipo 2507. Metal.alma mater. trance. A 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. Project. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Estrutura e propiedades mecánicas inducidas por deformación en quente do aceiro inoxidable superdúplex SAF 2507 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.corrosión. a ciencia. 164, 108359 (2020).