Gratias tibi ago quod Nature.com invisisti. Versione navigatri uteris quae CSS sustinet limitatum. Pro optima experientia, commendamus ut navigatro recentiore utaris (aut Modum Compatibilitatis in Internet Explorer debilites). Praeterea, ut auxilium continuum praestemus, situm sine stylis et JavaScript monstramus.
Series trium diapositivarum simul ostendit. Utere bullis "Prior" et "Sequens" ad tres diapositivas simul movendas, vel bullis cursoribus in fine ad tres diapositivas simul movendas utere.
Chalybs inoxidabilis, late adhibitus, eiusque versiones fabricatae corrosioni sub condicionibus ambientibus resistunt propter stratum passivationis ex oxido chromii constantem. Corrosio et erosio chalybis plerumque cum destructione horum stratorum coniunguntur, sed raro cum apparitione inhomogeneitatum superficialium, pro gradu microscopico. In hoc opere, heterogeneitas chemica superficialis nanoscali, microscopia spectroscopica et analysi chemometrica detecta, inopinate fracturam et corrosionem chalybis inoxidabilis superduplex cerio modificati 2507 (SDSS) frigide laminati, durante deformatione calida, dominatur. Quamquam microscopia photoelectronica radiorum X tegumentum relative uniforme strati Cr2O3 naturalis ostendit, effectus passivationis SDSS frigide laminati pauper erat propter distributionem localem nanoinsularum Fe3+ divitum in strato oxidi Fe/Cr. Haec cognitio scalae atomicae profundam comprehensionem corrosionis chalybis inoxidabilis praebet et expectatur ut adiuvet ad corrosionem metallorum similium altae mixturae pugnandam.
Ex quo chalybis inoxidabilis inventum est, proprietates anticorrosionis ferrochromi chromio attributae sunt, quod oxida/oxyhydroxida fortia format et mores passivantes in plerisque ambitus exhibet. Comparatae cum chalybibus inoxidabilibus conventionalibus (austeniticis et ferriticis) 1, 2, 3, chalybes inoxidabiles superduplex (SDSS) meliorem resistentiam corrosionis et excellentes proprietates mechanicas habent. Aucta robur mechanicum designationes leviores et compactiores permittit. Contra, SDSS oeconomicus magnam resistentiam corrosionis foveolatae et rimarum habet, quod vitam utilem longiorem efficit, ita applicationem eius ad moderationem pollutionis, receptacula chemica, et industriam petrolei et gasii maritimi extendens4. Tamen, angusta temperaturarum tractationis caloris et formabilitas pauper applicationem eorum practicam latam impediunt. Ideo, SDSS modificatur ad perfunctionem supradictam emendandam. Exempli gratia, modificatio Ce in SDSS 2507 (Ce-2507) cum alto contento nitrogenii introducta est6,7,8. Elementum terrae rarae (Ce), concentratione idonea 0.08% ponderis, effectum beneficum in proprietates mechanicas DSS habet, cum et subtilitatem granorum et firmitatem limitis granorum emendat. Resistentia attritioni et corrosionis, firmitas tensile et firmitas flexurae, necnon facultas tractationis in calore etiam augentur9. Magnae quantitates nitrogenii pretiosum contentum niccoli substituere possunt, quo fit ut SDSS sumptibus efficacior fiat10.
Nuper, SDSS plastica ratione deformatum est variis temperaturis (cryogenicis, frigidis et calidis) ut proprietates mechanicas excellentes consequeretur6,7,8. Attamen, excellens resistentia corrosionis SDSS propter praesentiam tenuis pelliculae oxidi in superficie a multis factoribus afficitur, ut heterogeneitas inherens propter praesentiam phasium heterogenearum cum diversis limitibus granorum, praecipitationibus non desideratis et deformationibus responsis diversis phasium austeniticarum et ferriticarum7. Quapropter, studium proprietatum microscopicarum dominii talium pellicularum usque ad gradum structurae electronicae fit cruciale ad intellegendam corrosionem SDSS et requirit technicas experimentales complexas. Hactenus, methodi superficiei sensibiles, ut spectroscopia electronica Auger11 et spectroscopia photoelectronica radiorum X12,13,14,15 et microscopia photoemissionis radiorum X durarum (HAX-PEEM)16, plerumque differentias chemicas in stratis superficialibus, status chemicos eiusdem elementi in diversis locis spatii nanoscalaris, detegere non potuerunt. Plura studia recentiora oxidationem localizatam chromii cum observato modo corrosionis chalybum austeniticum inoxidabile17, chalybum martensiticum18 et chalybum SDSS19,20 correlaverunt. Attamen haec studia praecipue in effectu heterogeneitatis Cr (e.g., status oxidationis Cr3+) in resistentiam corrosionis intenta sunt. Heterogeneitas lateralis in statibus oxidationis elementorum a diversis compositis cum eisdem elementis constituentibus, ut oxida ferri, causari potest. Haec composita, quae magnitudinem parvam propter tractationem thermomechanicam hereditate acceperunt, inter se proxima sunt, sed compositione et statu oxidationis16,21 differunt. Ergo, ad fissuras pellicularum oxidi et subsequentem foveam detegendam, necesse est heterogeneitatem superficialem in gradu microscopico intellegere. His requisitis non obstantibus, aestimationes quantitativae, ut heterogeneitas lateralis in oxidatione, praesertim pro Fe in scala nano et atomica, adhuc desunt, et eius correlatio cum resistentia corrosionis inexplorata manet. Usque ad tempora recentia, status chemicus variorum elementorum, ut Fe et Ca22, in exemplaribus chalybis quantitative describebatur per microscopiam photoelectronicam mollis radiorum X (X-PEEM) in facilitatibus radiationis synchrotronis nanoscalaris. Cum spectroscopia absorptionis radiorum X chemicae sensibili (XAS) coniuncta, X-PEEM mensuras XAS cum alta resolutione spatiali et spectrali permittit, informationem chemicam de compositione elementorum et statu chemico eorum cum resolutione spatiali usque ad scalam viginti trium nanometrorum praebens. Haec observatio spectromicroscopica initii observationes chemicas locales facilitat et mutationes chemicas in spatio strati ferri demonstrare potest quae antea non investigatae sunt.
Hoc studium commoda PEEM in detegendis differentiis chemicis in nanoscala extendit et perspicuam methodum analysis superficialis in gradu atomico ad intellegendum mores corrosionis Ce-2507 proponit. Adhibitur accessu chemometrico K-means24 aggregato ad mappandam globalem (hetero)homogeneitatem chemicam elementorum implicatorum, quorum status chemici in repraesentatione statistica exhibentur. Contra corrosionem initiatam a destructione pelliculae oxidi chromii in casu traditionali, minor passivatio et inferior resistentia corrosionis nunc attribuuntur nanoinsulis localibus Fe3+ divitibus prope stratum oxidi Fe/Cr, quae proprietates protectivas esse possunt. Oxidum pelliculam punctatam destruit et corrosionem causat.
Modus corrosivus SDSS 2507 deformati primum per mensuras electrochemicas aestimatus est. In Figura 1 curvas Nyquist et Bode pro exemplaribus selectis in solutione aquosa acida (pH = 1) FeCl3 temperatura ambiente ostendit. Electrolytus selectus ut agens oxidans validus agit, proclivitatem pelliculae passivationis ad frangendum depingens. Quamquam materia corrosionem stabilem temperatura ambiente non subiit, analysis perspicuitatem in possibiles eventus defectus et subsequentem corrosionem praebuit. Circuitus aequivalens (Figura 1d) ad spectrum spectroscopiae impedantiae electrochemicae (EIS) aptandum adhibitus est, et eventus aptationis correspondentes in Tabula 1 monstrantur. Semicirculi incompleti in exemplaribus solutione tractatis et calido elaboratis apparent, dum semicirculi compressi in exemplaribus frigide laminatis apparent (Figura 1b). In spectroscopia EIS, radius semicirculi ut resistentia polarizationis (Rp) considerari potest. Valor Rp semitae solutione tractatae in Tabula 1 est circiter 135 kΩ cm–2, attamen valores semitae calido elaboratae et frigido laminatae multo inferiores sunt, 34.7 et 2.1 kΩ cm–2 respective. Haec significans reductio in Rp ostendit effectum detrimentalem deformationis plasticae in passivationem et resistentiam corrosionis, ut in relationibus prioribus demonstratum est27,28,29,30.
a Diagrammata impedantiae et phasis Nyquist, b, c Bode, et d exempla circuitus aequivalentia correspondentia, ubi RS est resistentia electrolytica, Rp est resistentia polarizationis, et QCPE est oxydum elementi phasis constantis ad capacitatem non idealem (n) modelandam adhibitum. Mensurae EIS fiunt ad potentialem circuitus aperti.
Constantes simultaneae in diagramma Bode monstrantur, cum planitie in ambitu frequentiae altae resistentiam electrolyticam RS26 repraesentante. Frequentia decrescente, impedantia crescit et angulus phasis negativus invenitur, dominationem capacitatis indicans. Angulus phasis crescit, maximum per ambitu frequentiae relative lato retinens, deinde decrescit (Fig. 1c). Tamen, in omnibus tribus casibus, hoc maximum adhuc minus quam 90° est, quod indicat modum capacitativum non idealem propter dispersionem capacitivam. Itaque elementum phasis constans QCPE (CPE) adhibetur ad repraesentandas distributiones capacitatis interfacialis ex asperitate vel inhomogeneitate superficiei ortas, praesertim in scala atomica, geometria fractali, porositate electrodi, potentiali non uniformi, et geometria cum forma electrodorum31,32. Impedantia CPE:
ubi *j* est numerus imaginarius et *ω* est frequentia angularis. QCPE est constans frequentiae independens quae proportionalis est areae apertae effectivae electrolyti. *n* est numerus potentiae adimensionalis qui describit deviationem condensatoris a capacitate ideali, id est quo propius *n* est ad 1, eo propius *CPE* est ad capacitatem pure capacitivam, dum si *n* est prope *zero*, resistiva apparet. Parvae deviationes *n*, prope *1*, indicant habitum capacitivum non idealem superficiei post probationes polarizationis. QCPE *SDSS* frigide laminati significanter altior est quam eius similium, quod significat qualitatem superficiei minus uniformem esse.
Ut cum plerisque proprietatibus resistentiae corrosionis chalybum inoxidabilium congruens, contentum Cr relative altum in SDSS plerumque excellentem resistentiam corrosionis SDSS efficit propter praesentiam pelliculae oxidi passivantis protectivae in superficie17. Tales pelliculae passivantes plerumque divites sunt oxidis Cr3+ et/vel hydroxidis, praesertim in combinatione cum oxidis Fe2+, oxidis Fe3+ et/vel (oxy)hydroxidis33. Quamvis eadem uniformitas superficialis, stratum oxidi passivans, et nulla fissura superficialis observata secundum mensuras microscopicas6,7, mores corrosionis SDSS calido elaborati et frigido laminati differunt, ita studium profundum proprietatum microstructuralium ad deformationem chalybis necessarium est.
Microstructura chalybis inoxidabilis deformati quantitative investigata est utens radiis X intrinsecis et synchrotron altae energiae (Figurae Supplementariae 1, 2). Analysis accurata in Informatione Supplementaria praebetur. Quamquam consensus generalis de genere phasis maioris exstat, differentiae in fractionibus phasis principalis inventae sunt, quae in Tabula Supplementaria 1 enumerantur. Hae differentiae fortasse fractionibus phasis inhomogeneis in superficie et in volumine oriuntur, quae afficiuntur a diversis profunditatibus detectionis diffractionis radiorum X (XRD) cum diversis fontibus energiae photonorum incidentium34. Fractiones austenitae relative altae in speciminibus frigide laminatis, per XRD ex fonte laboratorium determinatae, meliorem passivationem et deinde meliorem resistentiam corrosionis35 indicant, dum eventus accuratiores et statistici inclinationes oppositas in fractionibus phasis suggerunt. Praeterea, resistentia corrosionis chalybis etiam pendet a gradu refinationis granorum, reductionis magnitudinis granorum, incremento microdeformationum et densitatis dislocationum quae fiunt per tractationem thermomechanicam36,37,38. Exempla calido elaborata naturam granulosiorem ostenderunt, quae grana micronica indicat, dum anuli leves in exemplaribus frigido laminatis observati (Figura Suppletoria 3) significantem granorum ad magnitudinem nanometricam in operibus prioribus indicabant. Hoc formationem pelliculae passivae et augmentum resistentiae corrosionis favere debet. Maior densitas dislocationum plerumque cum minore resistentia ad corrosionem (pitting) coniungitur, quod cum mensuris electrochemicis bene congruit.
Mutationes in statu chemico microdominiorum elementorum principalium systematice per X-PEEM investigatae sunt. Quamquam plura elementa mixturae insunt, Cr, Fe, Ni et Ce39 hic electa sunt, cum Cr elementum principale ad pelliculam passivam formandam sit, Fe elementum principale pro ferro sit, et Ni passivationem auget et phasim ferrito-austeniticam aequat. Structura et modificatio propositum Ce sunt. Per adaptationem energiae fasciculi synchrotronis, XAS proprietates principales Cr (margo L2.3), Fe (margo L2.3), Ni (margo L2.3), et Ce (margo M4.5) ex superficie cepit. -2507 SDSS. Analysis datorum apta peracta est includendo calibrationem energiae cum datis editis (e.g. XAS in Fe L2, 3 costae40,41).
In figura 2, imagines X-PEEM Ce-2507 SDSS calido elaborati (Fig. 2a) et frigido laminati (Fig. 2d) et marginum XAS Cr et Fe L2,3 correspondentiarum in locis singillatim signatis ostendit. Margo XAS L2,3 status 3d non occupatos electronum post photoexcitationem in gradibus divisionis orbitae spini 2p3/2 (margo L3) et 2p1/2 (margo L2) explorat. Informatio de statu valentiae Cr ex analysi diffractionis radiorum X marginis L2,3 in Fig. 2b,d obtenta est. Comparatio nexuum. Fig. 42, 43 demonstraverunt quattuor cacumina A (578.3 eV), B (579.5 eV), C (580.4 eV), et D (582.2 eV) prope marginem L3 observata esse, iones Cr3+ octahedricos reflectentes, Cr2O3 correspondentes. Spectra experimentalia cum calculis theoreticis, ut in tabulis b et e demonstratur, congruunt, quae ex multis calculis campi crystallini ad interfaciem Cr L2.3, campo crystallino 2.0 eV44 utens, obtenta sunt. Ambae superficies SDSS calido et frigido laminati strato Cr2O3 relative uniformi obductae sunt.
a) Imago thermalis laminae crassae inoxidabilis (SDSS) calido formato X-PEEM, quae margini b Cr L2.3 et margini c Fe L2.3 respondet. d) Imago thermalis X-PEEM laminae crassae inoxidabilis (SDSS) frigide laminatae, quae margini e Cr L2.3 et f Fe L2.3 lateris (e) respondet. Spectra XAS, in variis positionibus spatialibus et in imaginibus thermalibus (a, d) lineis punctatis aurantiacis in (b) et (e) designata, spectra XAS simulata Cr3+ cum valore campi crystallini 2.0 eV repraesentant. Pro imaginibus X-PEEM, paletta thermalis ad legibilitatem imaginis emendandam adhibetur, ubi colores a caeruleo ad rubrum proportionales sunt intensitati absorptionis radiorum X (ab infimo ad altum).
Quocumque ambitu chemico horum elementorum metallicorum, status chemicus additionum elementorum Ni et Ce pro ambobus exemplaribus idem mansit. Imago addita. In figuris 5-9 imagines X-PEEM et spectra XAS correspondentes pro Ni et Ce in variis locis in superficie speciminum calido-operatorum et frigido-laminatorum monstrantur. Spectra XAS Ni statum oxidationis Ni2+ per totam superficiem mensuratam speciminum calido-operatorum et frigido-laminatorum ostendit (Disputatio Suppletoria). Notandum est in casu speciminum calido-operatorum, signum XAS Ce non observari, dum spectrum Ce3+ speciminum frigido-laminatorum in uno loco observari. Observatio macularum Ce in speciminibus frigido-laminatis ostendit Ce praecipue in forma praecipitatorum existere.
In SDSS thermaliter deformato, nulla mutatio structurae localis in XAS ad marginem Fe L2.3 observata est (Fig. 2c). Attamen, ut in Fig. 2f demonstratur, matrix Fe statum suum chemicum microscopice in septem punctis temere selectis in SDSS frigide laminato mutat. Praeterea, ut accurata idea mutationum status Fe ad locos selectos in Fig. 2f obtineretur, studia superficiei localia peracta sunt (Fig. 3 et Fig. Supplementaria 10) in quibus regiones circulares minores selectae sunt. Spectra XAS marginis Fe L2,3 systematum α-Fe2O3 et oxidorum octahedrorum Fe2+ simulata sunt utens computationibus campi crystallini multiplex utens campis crystallinis 1.0 (Fe2+) et 1.0 (Fe3+)44. Notamus α-Fe2O3 et γ-Fe2O3 diversas symmetrias locales habere [45,46], Fe3O4 combinationem Fe2+ et Fe3+ habere, [47], et FeO45 ut formaliter bivalentem Fe2+ oxidum (3d6). Notamus α-Fe2O3 et γ-Fe2O3 diversas symmetrias locales habere [45,46], Fe3O4 combinationem et Fe2+ et Fe3+ habere, [47], et FeO45 ut formaliter bivalentem Fe2+ oxidum (3d6).Nota quod α-Fe2O3 et γ-Fe2O3 diversas symmetrias locales habent45,46, Fe3O4 et Fe2+ et Fe3+ coniungit,47 et FeO45 in forma oxidi bivalentis Fe2+ (3d6).Nota bene α-Fe2O3 et γ-Fe2O3 diversas symmetrias locales habere,45,46, Fe3O4 combinationes Fe2+ et Fe3+ habet,47 et FeO45 ut formale oxidum bivalente Fe2+ agit (3d6). Omnes iones Fe3+ in α-Fe2O3 tantum positiones Oh habent, dum γ-Fe2O3 plerumque exprimitur ut Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg O4 spinellus cum vacuitatibus in positionibus eg. Ergo, iones Fe3+ in γ-Fe2O3 et positiones Td et Oh habent. Ut in opere priori dictum est, quamvis rationes intensionis duorum differentes sint, ratio intensionis eorum eg/t2g est ≈1, dum in hoc casu ratio intensionis observata eg/t2g est circa 1. Hoc possibilitatem solius Fe3+ praesentis in hoc casu excludit. Considerando casum Fe3O4 cum combinationibus Fe2+ et Fe3+, constat primam proprietatem debiliorem (fortem) in margine L3 Fe indicare minorem (maiorem) inoccupationem in statu t2g. Hoc ad Fe2+ (Fe3+) pertinet, quod augmentum primi signi indicat, quod augmentum in contento Fe2+47 indicat. Haec eventa ostendunt Fe2+ et γ-Fe2O3, α-Fe2O3 et/vel Fe3O4 praevalere in superficiebus frigide laminatis compositorum.
Imagines thermicae photoemissionis electronicae auctae spectrorum XAS (a, c) et (b, d) trans marginem Fe L2,3 in variis positionibus spatialibus intra regiones selectas 2 et E in Figuris 2d.
Data experimentalia obtenta (Figura 4a et Figura Suppletoria 11) in graphico delineata et cum illis compositorum purorum 40, 41, 48 comparata sunt. Fere, tria genera diversa spectrorum XAS in margine L Fe experimentaliter observatorum (XAS-1, XAS-2 et XAS-3: Figura 4a) in locis spatialiter diversis observata sunt. Praesertim, spectrum simile 2-a (denotatum ut XAS-1) in Figura 3b per totam regionem consideratam observatum est, deinde spectrum 2-b (notatum XAS-2), dum spectrum simile E-3 in Figura 3d observatum est (denominatum ut XAS-3) in certis locis localizatis observatum est. Solent quattuor parametri ad status valentiae in exemplo exploratorio praesentes identificandos adhiberi: (1) proprietates spectrales L3 et L2, (2) positiones energiae proprietatum L3 et L2, (3) differentia energiae L3-L2, (4) proportio intensionis L2 /L3. Secundum observationes visuales (Fig. 4a), omnes tres componentes Fe, scilicet Fe₀, Fe₂⁺, et Fe₃⁺, in superficie SDSS investigatae adsunt. Ratio intensionis L₂/L₃ computata etiam praesentiam omnium trium componentium indicavit.
a Tria diversa data experimentalia observata (lineae continuae XAS-1, XAS-2 et XAS-3 respondent 2-a, 2-b et E-3 in Fig. 2 et Fig. 3) comparata cum simulatis spectris XAS comparationis, octahedra Fe2+, Fe3+, valores campi crystallini 1.0 eV et 1.5 eV, respective, b–d Data experimentalia mensurata (XAS-1, XAS-2, XAS-3) et data LCF optimizata correspondentia (linea nigra continua), et comparatio spectrorum XAS-3 cum normis Fe3O4 (status mixtus Fe) et Fe2O3 (Fe3+ puro).
Adaptatio combinationis linearis (LCF) trium normarum40,41,48 ad quantificandam compositionem oxidi ferri adhibita est. LCF pro tribus selectis spectris XAS Fe L-edge quae maximum contrastum ostendebant, scilicet XAS-1, XAS-2 et XAS-3, ut in Fig. 4b-d demonstratur, implementata est. Pro aptationibus LCF, 10% Fe0 in omnibus casibus considerata est propter parvam prominentiam quam in omnibus datis observavimus et quia metallum ferreum est principale elementum chalybis. Re vera, profunditas probationis X-PEEM pro Fe (~6 nm)49 maior est quam crassitudo strati oxidationis aestimata (paulo > 4 nm), permittens detectionem signi ex matrice ferri (Fe0) sub strato passivationis. Re vera, profunditas probationis X-PEEM pro Fe (~6 nm)49 maior est quam crassitudo strati oxidationis aestimata (paulo > 4 nm), permittens detectionem signi ex matrice ferri (Fe0) sub strato passivationis. ействительно, пробная лубина X-PEEM для Fe (~6 нм)49 ольше, чем предполагаемая толщина слоя окислениоя окислени. позволяет обнаружить сигнал от железной атрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Re vera, profunditas X-PEEM specilli pro Fe (~6 nm)49 maior est quam crassitudo assumpta strati oxidationis (paulo >4 nm), quod permittit ut signum ex matrice ferrea (Fe0) sub strato passivationis detegatur.Re vera, X-PEEM Fe (~6 nm)49 altius quam crassitudo exspectata strati oxidi (paulo plus quam 4 nm) detegit, permittens detectionem signorum e matrice ferrea (Fe0) sub strato passivationis. Variae combinationes Fe2+ et Fe3+ peractae sunt ut optima solutio possibilis pro observatis datis experimentalibus inveniretur. In figura 4b combinationem Fe2+ et Fe3+ in spectro XAS-1 ostendit, ubi proportiones Fe2+ et Fe3+ prope sunt, circiter 45%, quod statum oxidationis mixtum Fe indicat. Cum pro spectro XAS-2, percentatio Fe2+ et Fe3+ ~30% et 60% respective fit. Contentum Fe2+ minor est quam Fe3+. Proportio Fe2+ ad Fe3 1:2 significat Fe3O4 eadem proportione ionum Fe formari posse. Praeterea, pro spectro XAS-3, proportiones Fe2+ et Fe3+ ad ~10% et 80% mutatae sunt, quod conversionem maiorem Fe2+ ad Fe3+ indicat. Ut supra dictum est, Fe3+ ex α-Fe2O3, γ-Fe2O3 vel Fe3O4 venire potest. Ad fontem probabilissimum Fe3+ intelligendum, spectra XAS-3 una cum variis signis Fe3+ in Figura 4e depinguntur, similitudinem cum omnibus duobus signis ostendentes cum Cacumen B consideratur. Attamen, intensitas humeri (A: ex Fe2+) et proportio intensionis B/A indicant spectrum XAS-3 prope esse, sed non idem, ac spectrum γ-Fe2O3. Comparata cum γ-Fe2O3 in massa, intensitas Fe2p XAS cacuminis A SDSS paulo maior est (Figura 4e), quod intensitatem maiorem Fe2+ indicat. Quamquam spectrum XAS-3 simile est spectro γ-Fe₂O₃, ubi Fe₁⁺ in utroque loco Oh et Td adest, identificatio diversorum statuum valentiae et coordinationis solum per marginem L2,3 vel rationem intensionis L2/L3 adhuc problema est, res disputationis recurrens propter complexitatem variorum factorum in spectro finali implicatorum.
Praeter discriminationem spectralem statuum chemicorum regionum selectarum supra descriptam, heterogeneitas chemica globalis elementorum clavium Cr et Fe aestimata est per classificationem omnium spectrorum XAS in superficie exemplaris obtentorum, methodo K-means clustering utens. Formae marginum Cr₁ ita constitutae sunt ut duos optimos clusters, spatialiter distributos in exemplaribus calido-laboratis et frigido-laminatis, in Figuris 5 demonstratis, formarent. Patet nullas mutationes structurales locales observatas esse, cum duo centroida spectrorum XAS Cr simillima sint. Hae formae spectrales duorum clusterorum fere identicae sunt iis quae Cr₂O₃₄₂ correspondent, quod significat stratas Cr₂O₃ relative uniformiter per SDSS distributas esse.
Greges regionum Cr marginis L secundum K medias, b centroidum XAS correspondentium. Resultata comparationis X-PEEM per K medias SDSS frigide laminati: c greges regionum marginis secundum K medias Cr L2,3 et d centroidum XAS correspondentium.
Ad illustrandam mappam marginum FeL complexiorem, quattuor et quinque greges optimizati cum eorum centroidis (distributionibus spectralibus) associatis pro speciminibus calido elaboratis et frigido laminatis respective adhibentur. Ergo, percentatio (%) Fe2+ et Fe3+ obtineri potest adaptando LCF in Figura 4 monstratum. Potentia pseudoelectrodi Epseudo ut functio Fe0 adhibita est ad inhomogeneitatem microchemicam pelliculae oxidi superficialis revelandam. Epseudo grosse aestimatur per regulam mixtionis,
ubi (\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}) aequat (\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm{Fe}^{2 + (3 + )}), quod est 0.440 et 0.036 V respective. Areae cum potentia minore maiorem contentum compositorum Fe3+ habent. Distributio potentialis in exemplo thermaliter deformato characterem stratificatum habet cum mutatione maxima circiter 0.119 V (Fig. 6a,b). Haec distributio potentialis arcte coniuncta est cum topographia superficiei (Fig. 6a). Nullae aliae mutationes positionis relatae in interiore lamellari subiacente observatae sunt (Fig. 6b). Contra, pro combinatione diversorum oxidorum cum diversis contentis Fe2+ et Fe3+ in SDSS frigide laminato, natura non uniformis pseudopotentialis observari potest (Fig. 6c,d). Oxida Fe3+ et/vel (oxy)hydroxida sunt principales corrosionis in ferro et oxygenio et aquae permeabilia sunt50. Hoc in casu, videri potest insulas Fe3+ divites localiter distribui et considerari posse ut areae corrosionis. Hoc in casu, gradiens in campo potentiali, potius quam valor absolutus potentialis, considerari potest ut index pro localizatione regionum corrosionis activae51. Haec distributio inhomogenea Fe2+ et Fe3+ in superficie SDSS frigide laminati proprietates chemicas locales mutare et aream superficialem efficaciorem in fissuris pelliculae oxidi et reactionibus corrosionis praebere potest, ita permittens matricem metallicam subiacentem continuo corrodere, quod inhomogeneitatem internam efficit et proprietates protectivas strati passivantis minuit.
Globuli K-mediae regionum marginum Fe L2,3 et centroidum XAS correspondentibus pro X-PEEM calido elaborato a–c et SDSS frigido laminato d–f. Diagramma globulorum K-mediarum a et d imagini X-PEEM superpositum. Potentialia pseudoelectrodi aestimata (epseudo) una cum diagrammatibus globulorum K-mediarum commemorantur. Claritas imaginis X-PEEM, qualis color in Figura 2, directe proportionalis est intensitati absorptionis radiorum X.
Cr relative uniformis sed status chemicus Fe diversus ad originem fissurarum pelliculae oxidi et exemplorum corrosionis in Ce-2507 calido laminato et frigido laminato diversam ducit. Haec proprietas Ce-2507 frigido laminati bene nota est. Quod ad formationem oxidorum et hydroxidorum Fe in aere atmosphaerico attinet, reactiones sequentes in hoc opere ut reactiones neutrae clauduntur:
Secundum mensuram X-PEEM, reactio supradicta in sequentibus casibus evenit. Humerus parvus Fe₀ respondens cum ferro metallico subiacente coniungitur. Reactio Fe metallici cum ambitu ad formationem strati Fe(OH)₂ (aequatio (5)) ducit, quod signum Fe₂+ in XAS marginis L Fe amplificat. Diuturna expositio aeri formationem oxidorum Fe₃O₄ et/vel Fe₂O₃ post Fe(OH)₂₅₂₅ efficiet. Duo genera Fe stabilis, Fe₃O₃ et Fe₂O₃, etiam in strato protectivo Cr₃₀ divite formari possunt, ubi Fe₃O₃ structuram uniformem et cohaerentem praefert. Praesentia utriusque status oxidationis mixtos efficit (spectrum XAS-1). Spectrum XAS-2 praecipue Fe₃O₃ respondet. Dum spectra XAS-3 in pluribus positionibus observata conversionem completam ad γ-Fe₂O₃ indicaverunt. Cum radii X non involuti profunditatem penetrationis circiter 50 nm habeant, signum e strato subiacente maiorem intensitatem apicis A efficit.
Spectrum XRD ostendit componentem Fe in pellicula oxidi structuram stratificatam habere, quae cum strato oxidi Cr coniungitur. Contra passivationem corrosionis propter inhomogeneitatem localem Cr2O317, quamvis stratum Cr2O3 in hoc studio uniforme sit, resistentia corrosionis humilis in hoc casu observata est, praesertim in exemplaribus frigide laminatis. Modus observatus intelligi potest ut heterogeneitas status oxidationis chemicae strati superioris (Fe) quae actionem corrosionis afficit. Lenta translatio ionum metallicorum vel oxygenii in cancello propter eandem stoichiometriam stratorum superioris (oxidum Fe) et inferioris (oxidum Cr)52,53 ad meliorem interactionem (adhaesionem) inter ea ducit. Hoc, vicissim, resistentiam corrosionis emendat. Ergo, stoichiometria continua, id est unus status oxidationis Fe, mutationibus stoichiometricis abruptis praefertur. SDSS thermaliter deformatum superficiem magis uniformem et stratum protectivum densius habet, quod meliorem resistentiam corrosionis praebet. Attamen, in SDSS frigide laminato, praesentia insularum Fe3+-divitum sub strato protectore integritatem superficiei destruit et corrosionem galvanicam substrati propinqui efficit, quae ad diminutionem Rp (Tabula 1) in spectris EIS et resistentiae eius corrosionis ducit. Ergo, insulae localiter distributae, Fe3+ divites propter deformationem plasticam, praecipue resistentiam corrosionis afficiunt, quod magnum incrementum in hoc opere constituit. Ergo, hoc studium spectromicrographa reductionis resistentiae corrosionis propter deformationem plasticam exemplorum SDSS studiatorum exhibet.
Praeterea, quamquam mixtura terrarum rararum in chalybibus dualibus melius se praestat, interactio huius elementi additi cum matrice chalybis singulari, quoad mores corrosionis, secundum observationes microscopiae spectroscopicae, adhuc difficilis manet. Signum Ce (secundum marginem XAS M) paucis tantum locis apparet durante laminatione frigida, sed evanescit durante deformatione calida SDSS, quod depositionem localem Ce in matrice chalybis indicat loco mixturae homogeneae. Quamquam proprietates mechanicae SDSS non emendantur6,7, praesentia REE magnitudinem inclusionum minuit et putatur foveas in origine supprimere54.
In conclusione, hoc opus effectum heterogeneitatis superficialis in corrosionem SDSS 2507 cerio modificati detegit, quantificando contentum chemicum componentium nanoscalariorum. Quaestioni cur chalybs inoxidabilis corrodatur, etiam cum strato oxidi protectivo obductus, respondimus, quantitative microstructuram, statum chemicum proprietatum superficialium, et processum signorum utens classificatione K-mediarum studendo. Confirmatum est insulas Fe3+ divites, inclusa coordinatione octahedrica et tetrahedrica per totam structuram Fe2+/Fe3+ mixti, fontem destructionis pelliculae oxidi et fontem corrosionis SDSS frigide laminati esse. Nanoinsulae a Fe3+ dominatae ad resistentiam corrosionis pauperem ducunt, etiam praesente strato passivante Cr2O3 stoichiometrico sufficienti. Praeter progressus methodologicos in determinando effectu heterogeneitatis chemicae nanoscalariorum in corrosionem factos, hoc opus exspectatur inspirare processus machinales ad resistentiam corrosionis chalybum inoxidabilium durante fabricatione chalybis emendandam.
Ad massae Ce-2507 SDSS, quae in hoc studio adhibitae sunt, praeparandae, partes mixtae, inter quas mixtura principalis Fe-Ce tubis ferri puri obsignata, in fornace inductionis mediae frequentiae 150 kg liquefactae sunt ad chalybem fusum producendum et in formas fusas infusae. Compositiones chemicae mensuratae (pondus %) in Tabula Supplementi 2 enumerantur. Massa primum in frusta calida formatur. Deinde chalybs ad 1050°C per 60 minuta in solutionem solidam recoctus est, et tum in aqua ad temperaturam ambientem extincta. Exempla investigata accurate per TEM et DOE examinata sunt ad phases, magnitudinem granorum et morphologiam investigandas. Informationes uberiores de exemplis et processu productionis in aliis fontibus inveniri possunt6,7.
Exempla cylindrica (φ10 mm × 15 mm) ad pressionem calidam tractanda sunt, axe cylindri parallelo directioni deformationis massae. Compressio altae temperaturae peracta est constanti celeritate deformationis inter 0.01 et 10 s-1, variis temperaturis inter 1000 et 1150°C, simulatore thermico Gleeble-3800 utens. Ante deformationem, exempla calefacta sunt temperatura selecta celeritate 10°C s-1 per 2 min ut gradiens temperaturae eliminaretur. Postquam uniformitas temperaturae consecuta est, exempla deformata sunt ad verum valorem deformationis 0.7. Post deformationem, statim aqua refrigerantur ut structura deformata servetur. Deinde exempla indurata parallele directioni compressionis secta sunt. Pro hoc studio particulari, exemplum deformatum thermaliter ad 1050°C et 10 s-1 elegimus propter maiorem microduritiem observatam quam alia exempla.
Exempla magna (80 × 10 × 17 mm³) solutionis solidae Ce-2507 in machina deformationis triphasica asynchrona duorum cylindrorum LG-300 examinata sunt, quae optimas proprietates mechanicas inter omnes alias classes deformationis⁶ praebuit. Celeritas deformationis et reductio crassitudinis 0.2 m·s⁻¹ et 5% pro utroque tramite respective erant.
Statio electrochemica Autolab PGSTAT128N adhibita est ad SDSS electrochemice metiendum post laminationem frigidam ad 90% reductionem crassitudinis (1.0 aequivalentem deformationis verae) et pressionem calidam ad 0.7 deformationis verae ad 1050°C et 10 s⁻¹. Statio cellulam trium electrodorum habet, electrodo calomelano saturato ut electrodo referentiali, contraelectrodo graphito, et exemplo SDSS ut electrodo operante. Exempla in cylindros diametro 11.3 mm secta sunt, quorum lateribus fila cuprea adglutinata sunt. Deinde exemplum resina epoxydica infusum est, area operante aperta 1 cm² ut electrodo operante relicta (superficies inferior exempli cylindrici). Caute adhibendum est dum epoxydica curatur et dum subsequentes abraduntur et poliuntur ne rimae fiant. Superficies operans suspensione politoria adamantina cum magnitudine particularum 1 micronis labitur et politur, aqua destillata et aethanolo purgatur et aere frigido siccatur. Ante mensurationes electrochemicas, exempla polita aeri per aliquot dies exposita sunt ut pelliculam oxidi naturalis formarent. Solutio aquosa FeCl3 (6.0% ponderis), HCl ad pH = 1.0 ± 0.01 stabilizata, adhibita est ad corrosionem chalybis inoxidabilis accelerandam, cum in ambitus aggressivos inveniatur ubi iones chloridi cum magna vi oxidante et pH humili, ut ab ASTM specificatur, praesentes sunt. Normae propositae sunt G48 et A923. Exempla in solutione probationis per horam unam immersa sunt antequam ullae mensurae captae sunt, ut status prope stationarius perveniretur. Pro solutione solida, exemplaribus calido elaboratis et frigido laminatis, frequentia mensurae impedantiae erat 1 × 105 ~ 0.1 Hz, et potentiale circuitus aperti (OPS) erat 5 mV, quod erat 0.39, 0.33, et 0.25 VSCE, respective. Quaeque probatio electrochemica cuiuslibet exempli saltem ter sub iisdem condicionibus repetita est ut reproducibilitas datorum confirmaretur.
Ad mensuras HE-SXRD, laminae rectangulares duplex chalybis 1 × 1 × 1.5 mm3 in linea oscillatoria Brockhouse altae energiae apud CLS, Canada, mensuratae sunt ad compositionem phasium quantificandam56. Collectio datorum temperatura ambiente in geometria Debye-Scherrer vel geometria translationis peracta est. Longitudo undae radiorum X ad calibrantem LaB6 calibratorum est 0.212561 Å, quae 58 keV respondet, quae multo altior est quam longitudo undae Cu Kα (8 keV) vulgo ut fons radiorum X in laboratorio adhibitus. Exemplum ad distantiam 740 mm a detectore ponitur. Volumen detectionis cuiusque exempli est 0.2 × 0.3 × 1.5 mm3, quod a magnitudine fasciculi et crassitudine exempli determinatur. Quaeque haec data collecta sunt utens detectore areae Perkin Elmer, detectore radiorum X plano, 200 µm pixellorum, 40 × 40 cm2, tempore expositionis 0.3 secundorum et 120 imaginibus.
Mensurae X-PEEM duorum systematum exemplarium selectorum in statione extrema PEEM lineae Beamline MAXPEEM in laboratorio MAX IV (Lund, Suecia) peractae sunt. Exempla eodem modo quo mensurae electrochemicae praeparata sunt. Exempla praeparata in aere per aliquot dies servata et in camera vacui altioris gasi degasata sunt antequam photonis synchrotron irradiarentur. Resolutio energiae fasciculi obtinetur mensurando spectrum ionicum emissum ab N1s ad 1\(\pi_g^ \ast\) regionis excitationis cum hv = 401 eV in N2 et dependentiam energiae photonicae a E3/2.57. Aptatio spectralis ΔE (latitudinem lineae spectralem) ~0.3 eV per ambitum energiae mensuratum dedit. Quapropter, resolutio energiae lineae radiorum aestimata est esse E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 et fluxus ≈1012 ph/s, utendo monochromatore SX-700 modificato cum craticula Si 1200-lineari mm−1 pro marginibus Fe2pL2,3, Cr2pL2,3, Ni2pL2,3, et CeM4,5. Quapropter, resolutio energiae lineae radiorum aestimata est esse E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 et fluxus ≈1012 ph/s, utendo monochromatore SX-700 modificato cum craticula Si 1200 linearum mm−1 pro marginibus Fe2p L2.3, Cr2p L2.3, Ni2p L2.3, et Ce M4.5. аким образом, нергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 и поток спи и поток > ≈1012 ок как E/E = 700 использовании модифицированного онохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 трихов/мм для Fe кромка 2p L2,3, каромp L2,3; L2,3 и кромка Ce M4,5. Itaque, resolutio energiae canalis fasciculi aestimata est ut E/∆E = 700 eV/0.3 eV > 2000 et fluxus ≈1012 f/s utens monochromatore SX-700 modificato cum craticula Si 1200 linearum/mm pro margine Fe 2p L2,3, margine Cr 2p L2.3, margine Ni 2p L2.3, et margine Ce M4.5.E/ΔE = 700 eV/0.3 eV > 2000 ≈1012 ph/s SX-700 Si 1200 线mm−1 光栅用于Fe 2p L2,3 Cr 2p L2,3 Ni 2p L2,3 Ce M4,5 边缘。δe = 700 EV/0.3 EV> MM ≈ ≈1012 PH/S SX-700 SI MCC mm-1 Fe 2P 2P 2P L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 边缘、Ni 2p L2.3 Ce M4.Ergo, cum monochromatore SX-700 modificato et craticula Si 1200 linearum adhibentur. 3, margo Cr 2p L2.3, margo Ni margo 2p L2.3 et margo Ce margo M4.5.Energiam photonicam in gradibus 0.2 eV expande. Ad singulas energias, imagines PEEM detectore TVIPS F-216 CMOS cum nexu fibrae opticae 2 x 2 binning captae sunt, 1024 × 1024 pixels in campo visionis 20 µm praebentes. Tempus expositionis imaginum est 0.2 secunda, mediocris 16 imagines habens. Energia imaginis photoelectronicae ita electa est ut maximum signum electronicum secundarium praebeat. Omnes mensurae sub incidentia normali fasciculi photonici lineariter polarizati peraguntur. Plura de mensuris, vide studium prius58. Post studium modi detectionis totius productionis electronicae (TEY)59 et applicationis eius in X-PEEM, profunditas detectionis huius methodi aestimatur ad ~4–5 nm pro signo Cr et ~6 nm pro signo Fe. Profunditas Cr crassitudini pelliculae oxidi (~4 nm)60,61 valde proxima est, dum profunditas Fe maior est quam crassitudo pelliculae oxidi. XAS prope marginem FeL collectum est mixtura oxidi ferri (XAS) et FeO₂ e matrice. In primo casu, intensitas electronum emissorum debetur omnibus generibus possibilibus electronum ad TEY contribuentibus. Attamen, signum ferri puri maiorem energiam cineticam requirit ut electrones per stratum oxidi transeant, superficiem attingant, et ab analysatore colligantur. Hoc in casu, signum Fe₂ praecipue debetur electronibus Auger LVV et electronibus secundariis ab eis emissis. Praeterea, intensitas TEY ab his electronibus contributa decrescit per viam effugii electronum, signaturam spectralem Fe₂ in mappa XAS ferri ulterius reducens.
Integratio extractionis datorum in cubos datorum (data X-PEEM) est gradus clavis in extrahenda informatione pertinenti (proprietatibus chemicis vel physicis) modo multidimensionali. Aggregatio K-mediarum late adhibetur in pluribus campis, inter quos visio machinalis, processus imaginum, agnitio exemplarium sine supervisione, intelligentia artificialis, et analysis classificatoria24. Exempli gratia, aggregaratio K-mediarum bene applicatur ad accumulationem datorum imaginum hyperspectralium62. In principio, pro datis multi-obiectis, algorithmus K-mediarum facile ea congregare potest secundum informationem de attributis suis (proprietates energiae photonicae). Aggregatio K-mediarum est algorithmus iterativus ad dividenda data in K greges non-imbricatos (greges), ubi quisque pixel ad gregem specificum pertinet secundum distributionem spatialem inhomogeneitatis chemicae in compositione microstructurali chalybis. Algorithmus K-mediarum constat ex duobus gradibus: primus gradus K centroides calculat, et secundus gradus quemque punctum gregi cum centroidis vicinis assignat. Centrum gravitatis gregis definitur ut media arithmetica punctorum datorum (spectra XAS) illius gregis. Sunt variae distantiae ad centroides vicinos definiendos ut distantias Euclidianas. Pro imagine ingressa px,y (x et y sunt resolutio in pixelis), CK est centrum gravitatis gregis; haec imago deinde segmentari (clusterizari) potest in K greges utens K-media63. Gradus finales algorithmi clustering K-mediarum sunt:
Gradus 2. Gradum pertinentiae omnium pixelorum secundum centroidem praesentem computa. Exempli gratia, ex distantia Euclidea d inter centrum et unumquemque pixelum computatur:
Gradus 3. Singulum pixelum centroidi proximo assigna. Deinde positiones centroidis K hoc modo recomputa:
Gradus 4. Processum (aequationes (7) et (8)) repete donec centroides convergant. Qualitas gregum finalium valde correlata est cum optima electione centroidum initialium63. Pro structura datorum PEEM imaginum chalybis, typice X (x × y × λ) est cubus datorum seriei 3D, dum axes x et y informationem spatialem (resolutionem pixelorum) repraesentant et axis λ modo spectrali energiae photonum respondet. Algorithmus K-mediarum ad explorandas regiones interessantes in datis X-PEEM adhibitus est, separando pixelos (greges vel sub-quadra) secundum suas proprietates spectrales et extrahendo optimum centroidem (curvam spectralem XAS) pro quolibet analyto (grege). Adhibitus est ad studendum distributionem spatialem, mutationes spectrales locales, mores oxidationis et statum chemicum. Exempli gratia, algorithmus gregum K-mediarum adhibitus est pro regionibus Fe L-edge et Cr L-edge in X-PEEM calido-elaboratis et frigido-laminatis. Varii numeri K-globorum (regionum microstructuralium) examinati sunt ut optimi globi et centroides invenirentur. Cum graphum ostenditur, elementa elementorum (pixels) centroidis globi rectis reassignantur. Quaeque distributio colorum centro globi respondet, ordinationem spatialem rerum chemicarum vel physicarum ostendens. Centroides extracti sunt combinationes lineares spectrorum purorum.
Data quae huius studii eventus probant, ab auctore WC respectivo, si rationabile postulationem facit, praesto sunt.
Sieurin, H. et Sandström, R. Tenacitas fracturae chalybis inoxidabilis duplex conglutinati. Sieurin, H. et Sandström, R. Tenacitas fracturae chalybis inoxidabilis duplex conglutinati. Sieurin, H. & Sandström, R. кость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. et Sandström, R. Tenacitas fracturae chalybis inoxidabilis duplex conglutinati. Sieurin, H. & Sandström, R. Sieurin, H. & Sandstrom, R. Sieurin, H. & Sandström, R. кость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Sieurin, H. et Sandström, R. Tenacitas fracturae chalybum inoxidabilium duplex conglutinatorum.*Proiectum. Fractale. Fur.* 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Resistentia corrosionis chalybum inoxidabilium duplex in acidis organicis selectis et ambitu acidorum organicorum/chloridi. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Resistentia corrosionis chalybum inoxidabilium duplex in acidis organicis selectis et ambitu acidorum organicorum/chloridi.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. et Van Der Merwe, J. Resistentia corrosionis chalybum inoxidabilium duplex in ambitu cum quibusdam acidis organicis et acidis/chloridis organicis. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. /氯化物环境中的耐腐蚀性。 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. chlorinatus chlorinatus.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. et Van Der Merwe, J. Resistentia corrosionis chalybum inoxidabilium duplex in ambitu cum quibusdam acidis organicis et acidis/chloridis organicis.anticorrosionem. Methodus Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. Proprietates corrosionis-oxidantes mixturarum duplex Fe-Al-Mn-C. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nova generatio chalybum superduplex ad apparatum productionis gasi et olei. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nova generatio chalybum superduplex ad apparatum productionis gasi et olei.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generatio chalybum superduplex ad apparatum productionis olei et gasi.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova generatio chalybum superduplex ad apparatum productionis gasii et olei. Seminarium interretiale E3S. 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Investigatio deformationis calidae chalybis inoxidabilis duplex gradus 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Investigatio deformationis calidae chalybis inoxidabilis duplex gradus 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. сследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metallum. Kingklang, S. et Uthaisangsuk, V. Studium Deformationis Calidae Chalybis Inoxidabilis Duplex Typi 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507Kingklang, S. et Utaisansuk, V. Investigatio Deformationis Calidae Chalybis Inoxidabilis Duplex Typi 2507. Metallum.*Alma Mater*. *Trance*. A 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Effectus laminationis frigidae moderatae in microstructuram et proprietates mechanicas chalybis inoxidabilis SAF 2507 superduplex cerio modificati. Alma Mater. Scientia. Proiectum. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Structura deformatione calida inducta et proprietates mechanicae chalybis inoxidabilis SAF 2507 super-duplex cerio modificati. J. Alma Mater. Storage Tank Technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effectus elementorum terrarum rararum in habitum oxidationis altae temperaturae chalybis austenitici. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Effectus elementorum terrarum rararum in habitum oxidationis altae temperaturae chalybis austenitici.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. et Zheng K. De influxu elementorum terrarum rararum in habitum chalybis austenitici sub oxidatione altae temperaturae. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. et Zheng K. De influxu elementorum terrarum rararum in habitum chalybum austeniticorum ad oxidationem altae temperaturae.*Corrosio. Scientia.* 164, 108359 (2020).