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O aço inoxidável, amplamente utilizado, e suas versões forjadas são resistentes à corrosão em condições ambientais devido à camada de passivação composta por óxido de cromo. A corrosão e a erosão do aço geralmente estão associadas à destruição dessas camadas, mas raramente ao aparecimento de heterogeneidades superficiais, dependendo do nível microscópico. Neste trabalho, a heterogeneidade química superficial em nanoescala, detectada por microscopia espectroscópica e análise quimiométrica, inesperadamente domina a fratura e a corrosão do aço inoxidável superduplex 2507 (SDSS) modificado com cério e laminado a frio durante sua deformação a quente. Embora a microscopia de fotoelétrons de raios X tenha mostrado uma cobertura relativamente uniforme da camada natural de Cr₂O₃, o desempenho de passivação do SDSS laminado a frio foi deficiente devido à distribuição local de nanoilhas ricas em Fe³⁺ na camada de óxido de Fe/Cr. Esse conhecimento em escala atômica proporciona uma compreensão profunda da corrosão do aço inoxidável e espera-se que auxilie no combate à corrosão de metais de alta liga similares.
Desde a invenção do aço inoxidável, as propriedades anticorrosivas do ferrocromo têm sido atribuídas ao cromo, que forma óxidos/oxihidróxidos fortes e exibe um comportamento passivante na maioria dos ambientes. Comparados aos aços inoxidáveis ​​convencionais (austeníticos e ferríticos)^1,2,3, os aços inoxidáveis ​​superduplex (SDSS) apresentam melhor resistência à corrosão e excelentes propriedades mecânicas. O aumento da resistência mecânica permite projetos mais leves e compactos. Em contrapartida, o SDSS, de baixo custo, possui alta resistência à corrosão por pites e frestas, resultando em uma vida útil mais longa, expandindo assim sua aplicação para o controle da poluição, recipientes químicos e a indústria de petróleo e gás offshore⁴. No entanto, a estreita faixa de temperaturas de tratamento térmico e a baixa conformabilidade dificultam sua ampla aplicação prática. Portanto, o SDSS é modificado para melhorar o desempenho mencionado. Por exemplo, a modificação com cério foi introduzida no SDSS 2507 (Ce-2507) com alto teor de nitrogênio^6,7,8. O elemento de terras raras (Ce) em uma concentração adequada de 0,08% em peso tem um efeito benéfico nas propriedades mecânicas do aço inoxidável duplex (DSS), pois melhora o refinamento de grãos e a resistência dos contornos de grão. A resistência ao desgaste e à corrosão, a resistência à tração e ao escoamento, bem como a trabalhabilidade a quente, também são aprimoradas. Grandes quantidades de nitrogênio podem substituir o níquel, um elemento caro, tornando o SDSS mais econômico.
Recentemente, o aço inoxidável duplex (SDSS) tem sido deformado plasticamente em diversas temperaturas (criogênica, fria e quente) para alcançar excelentes propriedades mecânicas6,7,8. No entanto, a excelente resistência à corrosão do SDSS, devido à presença de uma fina película de óxido na superfície, é afetada por muitos fatores, como a heterogeneidade inerente resultante da presença de fases heterogêneas com diferentes contornos de grão, precipitados indesejados e diferentes respostas às deformações das fases austenítica e ferrítica7. Portanto, o estudo das propriedades microscópicas desses filmes, até o nível da estrutura eletrônica, torna-se crucial para a compreensão da corrosão do SDSS e requer técnicas experimentais complexas. Até o momento, métodos sensíveis à superfície, como a espectroscopia de elétrons Auger11, a espectroscopia de fotoelétrons de raios X12,13,14,15 e a microscopia de fotoemissão de raios X duros (HAX-PEEM)16, geralmente não conseguiram detectar diferenças químicas nas camadas superficiais, nem estados químicos do mesmo elemento em diferentes locais do espaço nanométrico. Diversos estudos recentes correlacionaram a oxidação localizada do cromo com o comportamento de corrosão observado em aços inoxidáveis ​​austeníticos¹⁷, aços martensíticos¹⁸ e SDSS¹⁹,²⁰. No entanto, esses estudos se concentraram principalmente no efeito da heterogeneidade do Cr (por exemplo, estado de oxidação Cr³⁺) na resistência à corrosão. A heterogeneidade lateral nos estados de oxidação dos elementos pode ser causada por diferentes compostos com os mesmos elementos constituintes, como os óxidos de ferro. Esses compostos, que herdaram um tamanho pequeno como resultado do tratamento termomecânico, estão muito próximos uns dos outros, mas diferem em composição e estado de oxidação¹⁶,²¹. Portanto, para detectar o trincamento de filmes de óxido e a subsequente corrosão por pite, é necessário compreender a heterogeneidade da superfície em nível microscópico. Apesar desses requisitos, estimativas quantitativas, como a heterogeneidade lateral na oxidação, especialmente para o Fe em escala nanométrica e atômica, ainda são escassas, e sua correlação com a resistência à corrosão permanece inexplorada. Até recentemente, o estado químico de vários elementos, como Fe e Ca22, em amostras de aço era caracterizado quantitativamente usando microscopia fotoeletrônica de raios X moles (X-PEEM) em instalações de radiação síncrotron em nanoescala. Combinada com a espectroscopia de absorção de raios X (XAS), quimicamente sensível, a X-PEEM permite medições de XAS com alta resolução espacial e espectral, fornecendo informações químicas sobre a composição dos elementos e seu estado químico com resolução espacial de até 23 nanômetros. Essa observação espectromicroscópica do início facilita observações químicas locais e pode demonstrar alterações químicas no espaço da camada de ferro que não haviam sido investigadas anteriormente.
Este estudo amplia as vantagens da microscopia eletrônica de varredura por emissão de campo (PEEM) na detecção de diferenças químicas em nanoescala e apresenta um método de análise de superfície em nível atômico para compreender o comportamento de corrosão do Ce-2507. Ele utiliza uma abordagem quimiométrica de agrupamento K-means24 para mapear a (hetero)homogeneidade química global dos elementos envolvidos, cujos estados químicos são apresentados em uma representação estatística. Ao contrário da corrosão iniciada pela destruição do filme de óxido de cromo no caso tradicional, a menor passivação e a menor resistência à corrosão são atualmente atribuídas a nanoilhas ricas em Fe3+ localizadas próximas à camada de óxido de Fe/Cr, que podem apresentar propriedades protetoras. O óxido destrói o filme pontilhado e causa corrosão.
O comportamento corrosivo do aço inoxidável duplex 2507 deformado foi avaliado inicialmente por meio de medições eletroquímicas. A Figura 1 mostra as curvas de Nyquist e Bode para amostras selecionadas em uma solução aquosa ácida (pH = 1) de FeCl3 à temperatura ambiente. O eletrólito selecionado atua como um forte agente oxidante, caracterizando a tendência da película de passivação à ruptura. Embora o material não tenha sofrido corrosão por pite estável à temperatura ambiente, a análise forneceu informações sobre possíveis eventos de falha e corrosão subsequente. O circuito equivalente (Figura 1d) foi usado para ajustar o espectro de espectroscopia de impedância eletroquímica (EIS), e os resultados do ajuste correspondente são mostrados na Tabela 1. Semicírculos incompletos aparecem em amostras tratadas termicamente e trabalhadas a quente, enquanto semicírculos comprimidos aparecem em amostras laminadas a frio (Figura 1b). Na espectroscopia de impedância eletroquímica, o raio do semicírculo pode ser considerado como a resistência de polarização (Rp)25,26. O Rp da pista tratada termicamente na Tabela 1 é de cerca de 135 kΩ cm–2, enquanto os valores da pista trabalhada a quente e laminada a frio são muito menores, 34,7 e 2,1 kΩ cm–2, respectivamente. Essa redução significativa no Rp mostra o efeito prejudicial da deformação plástica na passivação e na resistência à corrosão, como demonstrado em relatórios anteriores27,28,29,30.
a) Diagramas de Nyquist, b) e c) diagramas de impedância e fase de Bode e d) modelos de circuito equivalente correspondentes, onde RS é a resistência do eletrólito, Rp é a resistência de polarização e QCPE é o óxido do elemento de fase constante usado para modelar a capacitância não ideal (n). As medições de EIS são feitas no potencial de circuito aberto.
As constantes simultâneas são mostradas no diagrama de Bode, com um platô na faixa de alta frequência representando a resistência do eletrólito RS26. À medida que a frequência diminui, a impedância aumenta e um ângulo de fase negativo é encontrado, indicando a dominância da capacitância. O ângulo de fase aumenta, mantendo um máximo em uma faixa de frequência relativamente ampla, e então diminui (Fig. 1c). No entanto, em todos os três casos, esse máximo ainda é menor que 90°, indicando um comportamento capacitivo não ideal devido à dispersão capacitiva. Assim, o elemento de fase constante (CPE) do QCPE é usado para representar as distribuições de capacitância interfacial decorrentes da rugosidade ou inhomogeneidade da superfície, especialmente em escala atômica, geometria fractal, porosidade do eletrodo, potencial não uniforme e geometria com o formato dos eletrodos31,32. Impedância do CPE:
onde j é o número imaginário e ω é a frequência angular. QCPE é uma constante independente da frequência, proporcional à área aberta efetiva do eletrólito. n é um número adimensional que descreve o desvio de um capacitor da capacitância ideal; ou seja, quanto mais próximo de 1 for n, mais próximo o CPE estará do comportamento puramente capacitivo, enquanto que, se n estiver próximo de zero, ele se comportará como resistivo. Pequenos desvios de n, próximos de 1, indicam o comportamento capacitivo não ideal da superfície após os testes de polarização. O QCPE do SDSS laminado a frio é significativamente maior do que o de seus equivalentes, o que significa que a qualidade da superfície é menos uniforme.
Em consonância com a maioria das propriedades de resistência à corrosão dos aços inoxidáveis, o teor relativamente alto de Cr no SDSS geralmente resulta em excelente resistência à corrosão devido à presença de uma película protetora de óxido passivante na superfície17. Essas películas passivantes são geralmente ricas em óxidos e/ou hidróxidos de Cr3+, principalmente em combinação com óxidos e/ou (oxi)hidróxidos de Fe2+ e Fe3+33. Apesar da mesma uniformidade superficial, camada de óxido passivante e ausência de trincas superficiais observadas por meio de medições microscópicas6,7, o comportamento de corrosão do SDSS trabalhado a quente e laminado a frio é diferente, sendo necessário um estudo aprofundado das características microestruturais para a deformação do aço.
A microestrutura do aço inoxidável deformado foi estudada quantitativamente usando raios X intrínsecos e de alta energia de síncrotron (Figuras Suplementares 1 e 2). Uma análise detalhada é fornecida nas Informações Suplementares. Embora haja um consenso geral sobre o tipo de fase majoritária, foram encontradas diferenças nas frações de fase no volume, listadas na Tabela Suplementar 1. Essas diferenças podem ser atribuídas a frações de fase não homogêneas na superfície e no volume, afetadas por diferentes profundidades de detecção da difração de raios X (DRX) com diferentes fontes de energia de fótons incidentes34. Frações de austenita relativamente altas em amostras laminadas a frio, determinadas por DRX de uma fonte de laboratório, indicam melhor passivação e, consequentemente, melhor resistência à corrosão35, enquanto resultados mais precisos e estatísticos sugerem tendências opostas nas frações de fase. Além disso, a resistência à corrosão do aço também depende do grau de refinamento de grão, da redução do tamanho de grão, do aumento das microdeformações e da densidade de discordâncias que ocorrem durante o tratamento termomecânico36,37,38. As amostras trabalhadas a quente apresentaram uma natureza mais granular, indicativa de grãos de tamanho micrométrico, enquanto os anéis lisos observados nas amostras laminadas a frio (Figura Suplementar 3) indicavam um refinamento significativo dos grãos para o tamanho nanométrico, conforme demonstrado em trabalhos anteriores. Isso deve favorecer a formação da película passiva e o aumento da resistência à corrosão. Uma maior densidade de discordâncias geralmente está associada a uma menor resistência à corrosão por pite, o que está em boa concordância com as medições eletroquímicas.
As alterações no estado químico dos microdomínios dos principais elementos foram estudadas sistematicamente usando X-PEEM. Embora existam mais elementos de liga, Cr, Fe, Ni e Ce39 foram escolhidos aqui, visto que o Cr é o elemento chave para a formação da película passiva, o Fe é o principal elemento do aço e o Ni melhora a passivação e equilibra a fase ferrita-austenítica. A estrutura e a modificação são o objetivo do Ce. Ajustando a energia do feixe de síncrotron, o XAS capturou as principais características do Cr (borda L2.3), Fe (borda L2.3), Ni (borda L2.3) e Ce (borda M4.5) da superfície. -2507 SDSS. Uma análise de dados apropriada foi realizada incluindo a calibração de energia com dados publicados (por exemplo, XAS em nervuras L2 e 3 do Fe40,41).
A Figura 2 mostra imagens X-PEEM de Ce-2507 SDSS trabalhado a quente (Fig. 2a) e laminado a frio (Fig. 2d) e as bordas XAS correspondentes de Cr e Fe L2,3 em posições marcadas individualmente. A borda XAS L2,3 explora os estados 3d desocupados dos elétrons após fotoexcitação nos níveis de desdobramento spin-órbita 2p3/2 (borda L3) e 2p1/2 (borda L2). Informações sobre o estado de valência do Cr foram obtidas a partir da análise de difração de raios X da borda L2,3 nas Figuras 2b e 2d. A comparação de links 42 e 43 mostrou que quatro picos A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) e D (582,2 eV) foram observados próximos à borda L3, refletindo íons Cr3+ octaédricos, correspondentes a Cr2O3. Os espectros experimentais estão de acordo com os cálculos teóricos, como mostrado nos painéis b e e, obtidos a partir de cálculos de campo cristalino múltiplo na interface Cr L2.3 usando um campo cristalino de 2,0 eV44. Ambas as superfícies do SDSS trabalhado a quente e laminado a frio são revestidas com uma camada relativamente uniforme de Cr2O3.
a) Imagem térmica de X-PEEM de SDSS conformado a quente correspondente à borda b Cr L2.3 e à borda c Fe L2.3; d) Imagem térmica de X-PEEM de SDSS laminado a frio correspondente à borda e Cr L2.3 e à borda f Fe L2.3 da lateral (e). Os espectros XAS plotados em várias posições espaciais marcadas nas imagens térmicas (a, d) pelas linhas pontilhadas laranja em (b) e (e) representam espectros XAS simulados de Cr3+ com um valor de campo cristalino de 2,0 eV. Para as imagens X-PEEM, uma paleta térmica é usada para melhorar a legibilidade da imagem, onde as cores do azul ao vermelho são proporcionais à intensidade da absorção de raios X (de baixa a alta).
Independentemente do ambiente químico desses elementos metálicos, o estado químico das adições de Ni e Ce como elementos de liga permaneceu o mesmo para ambas as amostras. A Figura 5-9 mostra imagens de X-PEEM e os respectivos espectros de XAS para Ni e Ce em várias posições na superfície das amostras trabalhadas a quente e laminadas a frio. O espectro de XAS do Ni mostra o estado de oxidação Ni²⁺ em toda a superfície medida das amostras trabalhadas a quente e laminadas a frio (Discussão Suplementar). É importante notar que, no caso das amostras trabalhadas a quente, o sinal de XAS do Ce não foi observado, enquanto o espectro de Ce³⁺ das amostras laminadas a frio foi observado em um ponto. A observação de pontos de Ce nas amostras laminadas a frio mostrou que o Ce existe principalmente na forma de precipitados.
Em SDSS deformado termicamente, nenhuma mudança estrutural local foi observada na borda L2,3 do Fe por meio de XAS (Fig. 2c). No entanto, como mostrado na Fig. 2f, a matriz de Fe altera microscopicamente seu estado químico em sete pontos selecionados aleatoriamente no SDSS laminado a frio. Além disso, para obter uma ideia precisa das mudanças no estado do Fe nos locais selecionados na Fig. 2f, estudos de superfície local foram realizados (Fig. 3 e Fig. Suplementar 10), nos quais pequenas regiões circulares foram selecionadas. Os espectros de XAS da borda L2,3 do Fe dos sistemas α-Fe2O3 e óxidos octaédricos de Fe2+ foram modelados usando cálculos de campo cristalino multiplete com campos cristalinos de 1,0 (Fe2+) e 1,0 (Fe3+)44. Observamos que α-Fe2O3 e γ-Fe2O3 têm simetrias locais diferentes45,46, Fe3O4 tem combinação de Fe2+ e Fe3+,47 e FeO45 como um óxido de Fe2+ formalmente divalente (3d6). Observamos que α-Fe2O3 e γ-Fe2O3 têm simetrias locais diferentes45,46, Fe3O4 tem uma combinação de Fe2+ e Fe3+,47 e FeO45 como um óxido de Fe2+ formalmente divalente (3d6).Note que α-Fe2O3 e γ-Fe2O3 têm simetrias locais diferentes45,46, Fe3O4 combina Fe2+ e Fe3+,47 e FeO45 na forma de óxido formalmente divalente Fe2+ (3d6).Note-se que α-Fe₂O₃ e γ-Fe₂O₃ possuem simetrias locais diferentes⁴⁵,⁴⁶, Fe₃O₄ apresenta combinações de Fe²⁺ e Fe³⁺⁴⁷ e FeO₄⁵ atua como um óxido formal de Fe²⁺ divalente (3d⁶). Todos os íons Fe³⁺ em α-Fe₂O₃ possuem apenas posições Oh, enquanto γ-Fe₂O₃ é geralmente expresso como Fe³⁺ t₂g [Fe³⁺₅/₃V₁/₃]eg O₄ espinélio com vacâncias nas posições eg. Portanto, os íons Fe³⁺ em γ-Fe₂O₃ possuem posições Td e Oh. Como mencionado em trabalho anterior, embora as razões de intensidade entre os dois sejam diferentes, a razão de intensidade eg/t₂g é ≈1, enquanto neste caso a razão de intensidade observada eg/t₂g é cerca de 1. Isso descarta a possibilidade de apenas Fe³⁺ estar presente neste caso. Considerando o caso do Fe3O4 com combinações de Fe2+ e Fe3+, sabe-se que uma primeira característica mais fraca (forte) na borda L3 do Fe indica uma menor (maior) ocupação no estado t2g. Isso se aplica ao Fe2+ (Fe3+), que indica um aumento no primeiro sinal, o que indica um aumento no teor de Fe2+47. Esses resultados mostram que Fe2+ e γ-Fe2O3, α-Fe2O3 e/ou Fe3O4 predominam nas superfícies laminadas a frio dos compósitos.
Imagens ampliadas de fotoemissão térmica de elétrons dos espectros XAS (a, c) e (b, d) ao longo da borda Fe L2,3 em várias posições espaciais dentro das regiões selecionadas 2 e E nas Figs. 2d.
Os dados experimentais obtidos (Fig. 4a e Fig. Suplementar 11) foram plotados e comparados com os dos compostos puros 40, 41 e 48. Basicamente, três tipos diferentes de espectros XAS da borda L do Fe observados experimentalmente (XAS-1, XAS-2 e XAS-3: Fig. 4a) foram observados em locais espacialmente distintos. Em particular, um espectro semelhante a 2-a (denominado XAS-1) na Fig. 3b foi observado em toda a região de interesse, seguido por um espectro 2-b (denominado XAS-2), enquanto um espectro semelhante a E-3 foi observado na Fig. 3d (denominado XAS-3) em locais específicos. Normalmente, quatro parâmetros são usados ​​para identificar os estados de valência presentes em uma amostra: (1) características espectrais L3 e L2, (2) posições de energia das características L3 e L2, (3) diferença de energia L3-L2 e (4) razão de intensidade L2/L3. De acordo com as observações visuais (Fig. 4a), todos os três componentes de Fe, nomeadamente Fe0, Fe2+ e Fe3+, estão presentes na superfície do SDSS estudado. A razão de intensidade calculada L2/L3 também indicou a presença dos três componentes.
a) Três dados experimentais diferentes observados (linhas sólidas XAS-1, XAS-2 e XAS-3 correspondem a 2-a, 2-b e E-3 nas Figuras 2 e 3) comparados aos espectros de comparação XAS simulados, octaedros Fe2+, Fe3+, valores de campo cristalino de 1,0 eV e 1,5 eV, respectivamente; b–d) Dados experimentais medidos (XAS-1, XAS-2, XAS-3) e dados LCF otimizados correspondentes (linha preta sólida), e comparação dos espectros XAS-3 com os padrões Fe3O4 (estado misto de Fe) e Fe2O3 (Fe3+ puro).
Uma combinação linear ajustada (LCF) dos três padrões40,41,48 foi usada para quantificar a composição do óxido de ferro. A LCF foi implementada para três espectros XAS da borda L do Fe selecionados que apresentaram o maior contraste, a saber, XAS-1, XAS-2 e XAS-3, conforme mostrado na Fig. 4b–d. Para os ajustes de LCF, 10% de Fe0 foi considerado em todos os casos devido ao pequeno degrau observado em todos os dados e ao fato de o metal ferroso ser o principal componente do aço. De fato, a profundidade de sondagem do X-PEEM para Fe (~6 nm)49 é maior que a espessura estimada da camada de oxidação (ligeiramente > 4 nm), permitindo a detecção do sinal da matriz de ferro (Fe0) abaixo da camada de passivação. De fato, a profundidade de sondagem do X-PEEM para Fe (~6 nm)49 é maior que a espessura estimada da camada de oxidação (ligeiramente > 4 nm), permitindo a detecção do sinal da matriz de ferro (Fe0) abaixo da camada de passivação. Действительно, пробная глубина X-PEEM para Fe (~ 6 nm)49 de comprimento, чем предполагаемая толщина слоя окисления (немного > 4 nm), que pode ser usado sinal de matriz de alta qualidade (Fe0) no intervalo de transmissão. De fato, a profundidade da sonda X-PEEM para Fe (~6 nm)49 é maior que a espessura assumida da camada de oxidação (ligeiramente >4 nm), o que torna possível detectar o sinal da matriz de ferro (Fe0) sob a camada de passivação.De fato, o X-PEEM detecta Fe (~6 nm)49 a uma profundidade maior do que a espessura esperada da camada de óxido (pouco mais de 4 nm), permitindo a detecção de sinais da matriz de ferro (Fe0) abaixo da camada de passivação. Diversas combinações de Fe2+ e Fe3+ foram testadas para encontrar a melhor solução possível para os dados experimentais observados. A Figura 4b mostra a combinação de Fe2+ e Fe3+ no espectro XAS-1, onde as proporções de Fe2+ e Fe3+ são próximas, em torno de 45%, o que indica um estado de oxidação misto do Fe. Já no espectro XAS-2, a porcentagem de Fe2+ e Fe3+ torna-se ~30% e 60%, respectivamente. O teor de Fe2+ é menor que o de Fe3+. A proporção Fe2+:Fe3+ de 1:2 significa que o Fe3O4 pode ser formado na mesma proporção de íons Fe. Além disso, no espectro XAS-3, as porcentagens de Fe²⁺ e Fe³⁺ mudaram para aproximadamente 10% e 80%, indicando uma maior conversão de Fe²⁺ em Fe³⁺. Como mencionado anteriormente, o Fe³⁺ pode vir de α-Fe₂O₃, γ-Fe₂O₃ ou Fe₃O₄. Para entender a fonte mais provável de Fe³⁺, os espectros XAS-3 são plotados juntamente com vários padrões de Fe³⁺ na Figura 4e, mostrando similaridade com todos os dois padrões quando o Pico B é considerado. No entanto, a intensidade do ombro (A: proveniente de Fe²⁺) e a razão de intensidade B/A indicam que o espectro XAS-3 é próximo, mas não idêntico ao do γ-Fe₂O₃. Comparado ao γ-Fe₂O₃ em massa, a intensidade do pico A do SDSS no espectro XAS do Fe 2p é ligeiramente maior (Figura 4e), o que indica uma maior intensidade de Fe²⁺. Embora o espectro de XAS-3 seja semelhante ao de γ-Fe2O3, onde Fe3+ está presente nas posições Oh e Td, a identificação de diferentes estados de valência e coordenação apenas pela borda L2,3 ou pela razão de intensidade L2/L3 ainda é um problema, um tópico recorrente de discussão devido à complexidade dos vários fatores envolvidos no espectro final41.
Além da discriminação espectral dos estados químicos das regiões de interesse selecionadas, descrita acima, a heterogeneidade química global dos elementos-chave Cr e Fe foi avaliada classificando-se todos os espectros XAS obtidos na superfície da amostra utilizando o método de agrupamento K-means. Os perfis de borda Cr L foram definidos de forma a formar dois agrupamentos ótimos distribuídos espacialmente nas amostras trabalhadas a quente e laminadas a frio, conforme mostrado na Figura 5. É evidente que nenhuma alteração estrutural local foi observada, uma vez que os dois centroides dos espectros XAS de Cr são muito semelhantes. Os formatos espectrais dos dois agrupamentos são quase idênticos aos correspondentes ao Cr₂O₃₄₂, o que significa que as camadas de Cr₂O₃ estão distribuídas de forma relativamente uniforme sobre o SDSS.
a) agrupamento de regiões de borda L de Cr obtidas por K-means, b) centroides XAS correspondentes. Resultados da comparação K-means X-PEEM de SDSS laminado a frio: c) agrupamentos de regiões de borda de Cr L2,3 obtidas por K-means e d) centroides XAS correspondentes.
Para ilustrar um mapa de borda FeL mais complexo, quatro e cinco clusters otimizados e seus respectivos centroides (distribuições espectrais) são usados ​​para amostras trabalhadas a quente e laminadas a frio, respectivamente. Portanto, a porcentagem (%) de Fe²⁺ e Fe³⁺ pode ser obtida ajustando-se o LCF mostrado na Figura 4. O potencial de pseudoeletrodo Epseudo, em função de Fe⁰, foi usado para revelar a heterogeneidade microquímica do filme de óxido superficial. Epseudo é estimado aproximadamente pela regra de mistura.
onde \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) é igual a \(\rm{Fe} + 2e^ – \to\rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), que é 0,440 e 0,036 V, respectivamente. Áreas com potencial mais baixo apresentam maior teor de compostos de Fe3+. A distribuição de potencial em uma amostra deformada termicamente apresenta um caráter estratificado com uma variação máxima de cerca de 0,119 V (Fig. 6a,b). Essa distribuição de potencial está intimamente relacionada à topografia da superfície (Fig. 6a). Nenhuma outra alteração relacionada à posição foi observada no interior lamelar subjacente (Fig. 6b). Ao contrário, para a combinação de diferentes óxidos com diferentes teores de Fe2+ e Fe3+ em SDSS laminado a frio, observa-se uma natureza não uniforme do pseudopotencial (Fig. 6c, d). Os óxidos e/ou (oxi)hidróxidos de Fe3+ são os principais componentes da corrosão no aço e são permeáveis ​​ao oxigênio e à água50. Neste caso, observa-se que as ilhas ricas em Fe3+ estão distribuídas localmente e podem ser consideradas áreas de corrosão. Nesse caso, o gradiente no campo de potencial, em vez do valor absoluto do potencial, pode ser considerado um indicador da localização de regiões de corrosão ativa51. Essa distribuição não homogênea de Fe2+ e Fe3+ na superfície do aço inoxidável duplex laminado a frio pode alterar as propriedades químicas locais e fornecer uma área de superfície mais efetiva para o trincamento da película de óxido e reações de corrosão, permitindo assim que a matriz metálica subjacente corroa continuamente, resultando em não homogeneidade interna e reduzindo as características protetoras da camada passivante.
Agrupamentos K-means das regiões de borda Fe L2,3 e respectivos centroides XAS para a–c X-PEEM trabalhado a quente e d–f SDSS laminado a frio. a, d Gráfico de agrupamento K-means sobreposto à imagem X-PEEM. Os potenciais de pseudoeletrodo estimados (epseudo) são mencionados juntamente com os diagramas de agrupamento K-means. O brilho de uma imagem X-PEEM, como a cor na Fig. 2, é diretamente proporcional à intensidade de absorção de raios X.
A relativa uniformidade do Cr, mas o diferente estado químico do Fe, levam a diferentes origens de fissuração da película de óxido e padrões de corrosão no Ce-2507 laminado a quente e a frio. Essa propriedade do Ce-2507 laminado a frio é bem conhecida. Com relação à formação de óxidos e hidróxidos de Fe no ar atmosférico, as seguintes reações são consideradas neste trabalho como reações neutras:
Com base na medição de X-PEEM, a reação acima ocorreu nos seguintes casos. Um pequeno ombro correspondente a Fe0 está associado ao ferro metálico subjacente. A reação do Fe metálico com o ambiente leva à formação de uma camada de Fe(OH)2 (equação (5)), que amplifica o sinal de Fe2+ no XAS da borda L do Fe. A exposição prolongada ao ar resultará na formação de óxidos de Fe3O4 e/ou Fe2O3 após Fe(OH)252,53. Dois tipos de Fe estáveis, Fe3O4 e Fe2O3, também podem se formar em uma camada protetora rica em Cr3+, onde o Fe3O4 prefere uma estrutura uniforme e coesa. A presença de ambos resulta em estados de oxidação mistos (espectro XAS-1). O espectro XAS-2 corresponde principalmente a Fe3O4. Já os espectros XAS-3 observados em diversas posições indicaram conversão completa para γ-Fe2O3. Como os raios X não envoltos têm uma profundidade de penetração de aproximadamente 50 nm, o sinal da camada subjacente resulta em uma maior intensidade do pico A.
O espectro de difração de raios X (DRX) mostra que o componente Fe no filme de óxido possui uma estrutura em camadas, que se combina com a camada de óxido de Cr. Em contraste com a passivação característica da corrosão devido à inhomogeneidade local do Cr₂O₃¹⁷, apesar da camada uniforme de Cr₂O₃ neste estudo, observou-se baixa resistência à corrosão, especialmente para as amostras laminadas a frio. O comportamento observado pode ser compreendido como a heterogeneidade do estado de oxidação química da camada superior (Fe) afetando o desempenho anticorrosivo. A transferência lenta de íons metálicos ou de oxigênio na rede cristalina, devido à mesma estequiometria das camadas superior (óxido de Fe) e inferior (óxido de Cr)⁵²,⁵³, leva a uma melhor interação (adesão) entre elas. Isso, por sua vez, melhora a resistência à corrosão. Portanto, a estequiometria contínua, ou seja, um único estado de oxidação do Fe, é preferível a mudanças estequiométricas abruptas. O aço inoxidável duplex deformado termicamente apresenta uma superfície mais uniforme e uma camada protetora mais densa, o que proporciona melhor resistência à corrosão. Entretanto, para o aço inoxidável duplex laminado a frio, a presença de ilhas ricas em Fe³⁺ sob a camada protetora destrói a integridade da superfície e causa corrosão galvânica do substrato adjacente, o que leva a uma diminuição de Rp (Tabela 1) nos espectros de impedância eletroquímica (EIS) e, consequentemente, à redução da resistência à corrosão. Portanto, ilhas ricas em Fe³⁺, distribuídas localmente devido à deformação plástica, influenciam principalmente o desempenho da resistência à corrosão, o que representa um avanço neste trabalho. Assim, este estudo apresenta espectromicrografias da redução da resistência à corrosão devido à deformação plástica das amostras de aço inoxidável duplex estudadas.
Além disso, embora a adição de terras raras em aços bifásicos apresente melhor desempenho, a interação desse elemento adicionado com a matriz de aço individual em termos de comportamento de corrosão permanece incerta com base em observações de microscopia espectroscópica. O sinal de Ce (ao longo da borda M do XAS) aparece apenas em algumas posições durante a laminação a frio, mas desaparece durante a deformação a quente do SDSS, indicando deposição local de Ce na matriz de aço em vez de uma liga homogênea. Embora as propriedades mecânicas do SDSS não sejam melhoradas6,7, a presença de ETR reduz o tamanho das inclusões e acredita-se que suprima a corrosão por pite na origem54.
Em conclusão, este trabalho revela o efeito da heterogeneidade superficial na corrosão do aço inoxidável duplex 2507 modificado com cério, quantificando o conteúdo químico de componentes em nanoescala. Respondemos à questão de por que o aço inoxidável corrói mesmo quando revestido com uma camada protetora de óxido, estudando quantitativamente a microestrutura, o estado químico das características da superfície e o processamento de sinais utilizando o algoritmo de agrupamento K-means. Foi estabelecido que ilhas ricas em Fe³⁺, incluindo sua coordenação octaédrica e tetraédrica em toda a estrutura mista de Fe²⁺/Fe³⁺, são uma fonte de destruição do filme de óxido e de corrosão do aço inoxidável duplex laminado a frio. Nanoilhas dominadas por Fe³⁺ levam a uma baixa resistência à corrosão, mesmo na presença de uma camada passivante estequiométrica suficiente de Cr₂O₃. Além dos avanços metodológicos obtidos na determinação do efeito da heterogeneidade química em nanoescala na corrosão, espera-se que o presente trabalho inspire processos de engenharia para melhorar a resistência à corrosão de aços inoxidáveis ​​durante a siderurgia.
Para preparar os lingotes de aço inoxidável duplex Ce-2507 utilizados neste estudo, os componentes misturados, incluindo a liga-mãe Fe-Ce selada com tubos de ferro puro, foram fundidos em um forno de indução de média frequência de 150 kg para produzir aço fundido e vertidos em moldes de fundição. As composições químicas medidas (em % em massa) estão listadas na Tabela Suplementar 2. O lingote foi inicialmente conformado a quente em blocos. Em seguida, o aço foi recozido a 1050 °C por 60 minutos até atingir a solubilização e, posteriormente, resfriado bruscamente em água até a temperatura ambiente. As amostras estudadas foram analisadas detalhadamente por meio de microscopia eletrônica de transmissão (MET) e planejamento de experimentos (DOE) para o estudo das fases, tamanho de grão e morfologia. Informações mais detalhadas sobre as amostras e o processo de produção podem ser encontradas em outras fontes^6,7.
Processaram-se amostras cilíndricas (φ10 mm × 15 mm) para prensagem a quente com o eixo do cilindro paralelo à direção de deformação do bloco. A compressão em alta temperatura foi realizada a uma taxa de deformação constante na faixa de 0,01 a 10 s⁻¹ em diversas temperaturas na faixa de 1000 a 1150 °C, utilizando um simulador térmico Gleeble-3800. Antes da deformação, as amostras foram aquecidas à temperatura selecionada a uma taxa de 10 °C s⁻¹ durante 2 minutos para eliminar o gradiente de temperatura. Após atingir a uniformidade da temperatura, as amostras foram deformadas até um valor de deformação verdadeira de 0,7. Após a deformação, foram imediatamente resfriadas em água para manter a estrutura deformada. Em seguida, os corpos de prova endurecidos foram cortados paralelamente à direção de compressão. Para este estudo específico, escolhemos um corpo de prova deformado termicamente a 1050 °C e 10 s⁻¹ devido à maior microdureza observada em comparação com os demais corpos de prova⁷.
Amostras maciças (80 × 10 × 17 mm3) da solução sólida Ce-2507 foram testadas em uma máquina de deformação assíncrona trifásica de dois rolos LG-300, que apresentou as melhores propriedades mecânicas dentre todas as outras classes de deformação6. A taxa de deformação e a redução de espessura foram de 0,2 m·s-1 e 5% para cada trajetória, respectivamente.
Uma estação de trabalho eletroquímica Autolab PGSTAT128N foi utilizada para medir eletroquimicamente o aço inoxidável duplex (SDSS) após laminação a frio com redução de espessura de 90% (deformação verdadeira equivalente de 1,0) e prensagem a quente com deformação verdadeira de 0,7 a 1050 °C e 10 s⁻¹. A estação de trabalho possui uma célula de três eletrodos com um eletrodo de calomelano saturado como eletrodo de referência, um contraeletrodo de grafite e uma amostra de SDSS como eletrodo de trabalho. As amostras foram cortadas em cilindros com 11,3 mm de diâmetro, aos quais foram soldados fios de cobre. Em seguida, a amostra foi preenchida com resina epóxi, deixando uma área aberta de 1 cm² como eletrodo de trabalho (a superfície inferior da amostra cilíndrica). Deve-se ter cuidado durante a cura da resina epóxi e durante o lixamento e polimento subsequentes para evitar fissuras. A superfície de trabalho foi lapidada e polida com uma suspensão de diamante com partículas de 1 μm, limpa com água destilada e etanol e seca ao ar frio. Antes das medições eletroquímicas, as amostras polidas foram expostas ao ar por vários dias para formar uma película de óxido natural. Uma solução aquosa de FeCl3 (6,0% em massa), estabilizada com HCl a pH = 1,0 ± 0,01, foi utilizada para acelerar a corrosão do aço inoxidável55, visto que este é encontrado em ambientes agressivos onde íons cloreto estão presentes com forte poder oxidante e baixo pH, conforme especificado pela ASTM. As normas propostas são G48 e A923. As amostras foram imersas na solução de teste por 1 hora antes de qualquer medição ser realizada, a fim de atingir um estado próximo ao estacionário. Para as amostras de solução sólida, trabalhadas a quente e laminadas a frio, a faixa de frequência de medição da impedância foi de 1 × 105 ~ 0,1 Hz, e o potencial de circuito aberto (OPS) foi de 5 mV, correspondendo a 0,39, 0,33 e 0,25 V VSCE, respectivamente. Cada teste eletroquímico de qualquer amostra foi repetido pelo menos três vezes sob as mesmas condições para garantir a reprodutibilidade dos dados.
Para as medições de HE-SXRD, blocos retangulares de aço duplex de 1 × 1 × 1,5 mm³ foram medidos em uma linha de difração de raios X de alta energia (HE-SXRD) no CLS, Canadá, para quantificar a composição de fases⁵⁶. A coleta de dados foi realizada à temperatura ambiente, em geometria de Debye-Scherrer ou geometria de transporte. O comprimento de onda dos raios X, calibrado com o padrão LaB₆, é de 0,212561 Å, o que corresponde a 58 keV, muito superior ao do Cu Kα (8 keV), comumente utilizado como fonte de raios X em laboratório. A amostra foi posicionada a uma distância de 740 mm do detector. O volume de detecção de cada amostra é de 0,2 × 0,3 × 1,5 mm³, determinado pelo tamanho do feixe e pela espessura da amostra. Cada um desses dados foi coletado usando um detector de área Perkin Elmer, detector de raios X de painel plano, pixels de 200 µm, 40 × 40 cm2, com um tempo de exposição de 0,3 segundos e 120 quadros.
Medições X-PEEM de dois sistemas modelo selecionados foram realizadas na estação experimental PEEM da linha de luz MAXPEEM no laboratório MAX IV (Lund, Suécia). As amostras foram preparadas da mesma forma que para as medições eletroquímicas. As amostras preparadas foram mantidas no ar por vários dias e desgaseificadas em uma câmara de ultra-alto vácuo antes de serem irradiadas com fótons de síncrotron. A resolução energética do feixe foi obtida medindo-se o espectro de emissão iônica de N 1 s a 1\(\pi _g^ \ast\) da região de excitação com hv = 401 eV em N2 e a dependência da energia do fóton em relação a E3/2,57. O ajuste espectral forneceu ΔE (largura de linha espectral) de aproximadamente 0,3 eV na faixa de energia medida. Portanto, a resolução de energia da linha de luz foi estimada em E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 e fluxo ≈1012 ph/s utilizando um monocromador SX-700 modificado com uma grade de Si de 1200 linhas mm−1 para a borda Fe 2p L2,3, borda Cr 2p L2,3, borda Ni 2p L2,3 e borda Ce M4,5. Portanto, a resolução de energia da linha de luz foi estimada em E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 e fluxo ≈1012 ph/s utilizando um monocromador SX-700 modificado com uma grade de Si de 1200 linhas mm−1 para a borda L2.3 do Fe 2p, borda L2.3 do Cr 2p, borda L2.3 do Ni 2p e borda M4.5 do Ce. Então, a energia do canal pode ser maior que E/∆E = 700 эВ/0,3 эВ > 2000 e mais ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 com configuração Si 1200 штрихов/мм para Fe кромка 2p L2,3, кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 e cromada Ce M4,5. Assim, a resolução energética do canal do feixe foi estimada como E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 e fluxo ≈1012 f/s usando um monocromador SX-700 modificado com uma grade de Si de 1200 linhas/mm para Fe edge 2p L2 ,3, Cr edge 2p L2.3, Ni edge 2p L2.3 e Ce edge 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 通过使用改进的SX-700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 边缘和Ce M4,5 边缘。因此, 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S 通过 改进 的 SX-700单色器 e 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 边缘和Ce M4.5 边缘。Assim, ao usar um monocromador SX-700 modificado e uma grade de Si de 1200 linhas. 3, borda Cr 2p L2.3, borda Ni 2p L2.3 e borda Ce M4.5.A energia do fóton foi expandida em incrementos de 0,2 eV. Para cada energia, as imagens PEEM foram registradas usando um detector CMOS TVIPS F-216 com uma conexão de fibra óptica de binning 2 x 2, fornecendo 1024 × 1024 pixels em um campo de visão de 20 µm. O tempo de exposição das imagens foi de 0,2 segundos, com uma média de 16 quadros. A energia da imagem de fotoelétrons foi escolhida de forma a fornecer o sinal máximo de elétrons secundários. Todas as medições foram realizadas com incidência normal de um feixe de fótons linearmente polarizado. Para mais informações sobre as medições, consulte um estudo anterior⁵⁸. Após estudar o modo de detecção de rendimento total de elétrons (TEY)⁵⁹ e sua aplicação em X-PEEM, a profundidade de detecção deste método foi estimada em ~4–5 nm para o sinal de Cr e ~6 nm para o sinal de Fe. A profundidade do Cr é muito próxima da espessura do filme de óxido (~4 nm)^60,61, enquanto a profundidade do Fe é maior que a espessura do filme de óxido. O espectro XAS coletado próximo à borda L do Fe é uma mistura de espectro XAS do óxido de ferro e FeO da matriz. No primeiro caso, a intensidade dos elétrons emitidos se deve a todos os tipos possíveis de elétrons que contribuem para o rendimento total de elétrons (TEY). Entretanto, um sinal de ferro puro requer maior energia cinética para que os elétrons atravessem a camada de óxido, alcancem a superfície e sejam coletados pelo analisador. Nesse caso, o sinal de Fe0 se deve principalmente aos elétrons Auger LVV e aos elétrons secundários emitidos por eles. Além disso, a intensidade do TEY contribuída por esses elétrons decai durante o percurso de escape dos elétrons49, reduzindo ainda mais a assinatura espectral de Fe0 no mapa XAS do ferro.
A integração da mineração de dados em cubos de dados (dados X-PEEM) é uma etapa fundamental para a extração de informações relevantes (propriedades químicas ou físicas) de forma multidimensional. O agrupamento K-means é amplamente utilizado em diversas áreas, incluindo visão computacional, processamento de imagens, reconhecimento de padrões não supervisionado, inteligência artificial e análise classificatória.²⁴ Por exemplo, o agrupamento K-means é bem aplicado ao agrupamento de dados de imagens hiperespectrais.⁶² Em princípio, para dados multi-objeto, o algoritmo K-means pode agrupá-los facilmente de acordo com informações sobre seus atributos (características de energia do fóton). O agrupamento K-means é um algoritmo iterativo para particionar dados em K grupos não sobrepostos (clusters), onde cada pixel pertence a um cluster específico dependendo da distribuição espacial da heterogeneidade química na composição microestrutural do aço. O algoritmo K-means consiste em duas etapas: a primeira calcula os K centroides e a segunda atribui cada ponto a um cluster com centroides vizinhos. O centro de gravidade de um cluster é definido como a média aritmética dos pontos de dados (espectros XAS) desse cluster. Existem diferentes distâncias para definir os centroides vizinhos, como as distâncias euclidianas. Para uma imagem de entrada de px,y (onde x e y são a resolução em pixels), CK é o centro de gravidade do cluster; essa imagem pode então ser segmentada (agrupada) em K clusters usando o K-means63. As etapas finais do algoritmo de agrupamento K-means são:
Etapa 2. Calcule o grau de pertinência de todos os pixels em relação ao centroide atual. Por exemplo, ele é calculado a partir da distância euclidiana d entre o centro e cada pixel:
Etapa 3: Atribua cada pixel ao centroide mais próximo. Em seguida, recalcule as posições dos K ​​centroides da seguinte forma:
Etapa 4. Repita o processo (equações (7) e (8)) até que os centroides convirjam. Os resultados finais da qualidade do agrupamento estão altamente correlacionados com a escolha ideal dos centroides iniciais63. Para a estrutura de dados PEEM de imagens de aço, tipicamente X (x × y × λ) é um cubo de dados de matriz 3D, onde os eixos x e y representam informações espaciais (resolução de pixel) e o eixo λ corresponde ao modo espectral de energia dos fótons. O algoritmo K-means foi usado para explorar regiões de interesse em dados X-PEEM, separando pixels (clusters ou sub-blocos) de acordo com suas características espectrais e extraindo o melhor centroide (curva espectral XAS) para cada analito (cluster). Ele é usado para estudar a distribuição espacial, mudanças espectrais locais, comportamento de oxidação e estado químico. Por exemplo, o algoritmo de agrupamento K-means foi usado para as regiões de borda L do Fe e borda L do Cr em X-PEEM de aço trabalhado a quente e laminado a frio. Diversos números de clusters K (regiões microestruturais) foram testados para encontrar os melhores clusters e seus respectivos centroides. Ao exibir o gráfico, os pixels são reatribuídos aos centroides corretos dos clusters. Cada distribuição de cores corresponde ao centro do cluster, mostrando o arranjo espacial dos objetos químicos ou físicos. Os centroides extraídos são combinações lineares de espectros puros.
Os dados que sustentam os resultados deste estudo estão disponíveis mediante solicitação razoável ao respectivo autor do WC.
Sieurin, H. & Sandström, R. Tenacidade à fratura de um aço inoxidável duplex soldado. Sieurin, H. & Sandström, R. Tenacidade à fratura de um aço inoxidável duplex soldado. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Tenacidade à fratura do aço inoxidável duplex soldado. Sieurin, H. & Sandström, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandstrom, R. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Sieurin, H. & Sandström, R. Tenacidade à fratura de aços inoxidáveis ​​duplex soldados.projeto. fractal. pele. 73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH e Van Der Merwe, J. Resistência à corrosão de aços inoxidáveis ​​duplex em ácidos orgânicos selecionados e ambientes de ácido orgânico/cloreto. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH e Van Der Merwe, J. Resistência à corrosão de aços inoxidáveis ​​duplex em ácidos orgânicos selecionados e ambientes de ácido orgânico/cloreto.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. e Van Der Merwe, J. Resistência à corrosão de aços inoxidáveis ​​duplex em ambientes com alguns ácidos orgânicos e ácidos orgânicos/cloretos. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH e Van Der Merwe, J. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH e Van Der Merwe, J. sobre aço inoxidável e ambiente orgânico e ambiente clorado.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh. e Van Der Merwe, J. Resistência à corrosão de aços inoxidáveis ​​duplex em ambientes com alguns ácidos orgânicos e ácidos orgânicos/cloretos.anticorrosivo. Método Mater 57, 107–117 (2010).
Barella S. et al. Propriedades de corrosão-oxidação de ligas duplex Fe-Al-Mn-C. Materials 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nova geração de aços super duplex para equipamentos de produção de gás e petróleo. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Nova geração de aços super duplex para equipamentos de produção de gás e petróleo.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova geração de aços super duplex para equipamentos de produção de petróleo e gás.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Nova geração de aços super duplex para equipamentos de produção de gás e petróleo. Webinar E3S. 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Investigação do comportamento de deformação a quente do aço inoxidável duplex grau 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Investigação do comportamento de deformação a quente do aço inoxidável duplex grau 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей стали марки 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Um estudo do comportamento de deformação a quente do aço inoxidável duplex 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. Investigação do comportamento de deformação a quente do aço inoxidável duplex tipo 2507. Metal.alma mater. trance. A 48, 95–108 (2017).
Zhou, T. et al. Efeito da laminação a frio controlada na microestrutura e propriedades mecânicas do aço inoxidável superduplex SAF 2507 modificado com cério. alma mater. the science. project. A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. et al. Estrutura induzida por deformação a quente e propriedades mecânicas do aço inoxidável superduplex SAF 2507 modificado com cério. J. Alma mater. storage tank. technology. 9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. e Zheng, K. Efeito de elementos de terras raras no comportamento de oxidação em alta temperatura do aço austenítico. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. e Zheng, K. Efeito de elementos de terras raras no comportamento de oxidação em alta temperatura do aço austenítico.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. e Zheng K. Influência de elementos de terras raras no comportamento do aço austenítico sob oxidação em alta temperatura. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. & 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. Influência de elementos de terras raras no comportamento de aços austeníticos em oxidação a alta temperatura.corrosão. a ciência. 164, 108359 (2020).