Vă mulțumim că ați vizitat Nature.com.Versiunea de browser pe care o utilizați are suport limitat pentru CSS.Pentru cea mai bună experiență, vă recomandăm să utilizați un browser actualizat (sau să dezactivați Modul de compatibilitate în Internet Explorer).Între timp, pentru a asigura suport continuu, vom reda site-ul fără stiluri și JavaScript.
Oțelul inoxidabil utilizat pe scară largă și versiunile sale forjate sunt rezistente la coroziune în condiții ambientale datorită stratului de pasivare format din oxid de crom.Coroziunea și eroziunea oțelului este în mod tradițional asociată cu distrugerea acestor straturi, dar rareori la nivel microscopic, în funcție de originea neomogenității suprafeței.În această lucrare, eterogenitatea chimică a suprafeței la scară nanometrică detectată prin microscopia spectroscopică și analiza chimiometrică domină în mod neașteptat descompunerea și coroziunea oțelului inoxidabil 2507 super duplex modificat cu ceriu laminat la rece (SDSS) în timpul comportamentului său de deformare la cald.altă parte.Deși microscopia fotoelectronică cu raze X a arătat o acoperire relativ uniformă a stratului natural de Cr2O3, SDSS laminat la rece a arătat rezultate slabe de pasivare datorită distribuției localizate a nanoinsulelor bogate în Fe3+ pe stratul de oxid de Fe/Cr.Aceste cunoștințe la nivel atomic oferă o înțelegere profundă a coroziunii oțelului inoxidabil și este de așteptat să ajute la combaterea coroziunii metalelor similare cu aliaje ridicate.
De la inventarea oțelului inoxidabil, rezistența la coroziune a aliajelor de ferocrom a fost atribuită cromului, care formează un oxid/oxihidroxid puternic care prezintă un comportament de pasivizare în majoritatea mediilor.În comparație cu oțelurile inoxidabile convenționale (austenitice și feritice), oțelurile inoxidabile super duplex (SDSS) cu o rezistență mai bună la coroziune au proprietăți mecanice superioare1,2,3.Rezistența mecanică crescută permite modele mai ușoare și mai compacte.În schimb, SDSS-ul economic are o rezistență ridicată la coroziune prin pitting și crevase, rezultând o durată de viață mai lungă și aplicații mai largi în controlul poluării, containere chimice și industria offshore de petrol și gaze4.Cu toate acestea, gama restrânsă de temperaturi de tratament termic și formabilitatea slabă împiedică aplicarea sa practică largă.Prin urmare, SDSS a fost modificat pentru a îmbunătăți proprietățile de mai sus.De exemplu, modificarea Ce și adaosurile mari de N6, 7, 8 au fost introduse în 2507 SDSS (Ce-2507).O concentrație adecvată de 0,08% în greutate element de pământ rar (Ce) are un efect benefic asupra proprietăților mecanice ale DSS, deoarece îmbunătățește rafinamentul granulației și rezistența granulelor.De asemenea, au fost îmbunătățite rezistența la uzură și coroziune, rezistența la tracțiune și rezistența la curgere și lucrabilitatea la cald9.Cantități mari de azot pot înlocui conținutul scump de nichel, făcând SDSS mai rentabil10.
Recent, SDSS a fost deformat plastic la diferite temperaturi (temperatură scăzută, rece și fierbinte) pentru a obține proprietăți mecanice excelente6,7,8.Cu toate acestea, rezistența excelentă la coroziune a SDSS se datorează prezenței unei pelicule subțiri de oxid pe suprafață, care este afectată de mulți factori, cum ar fi prezența mai multor faze cu granule diferite, precipitate nedorite și reacții diferite.microstructura internă neomogenă a diverselor faze austenitice și feritice este deformată 7 .Prin urmare, studiul proprietăților microdomeniului unor astfel de filme la nivelul structurii electronice este de o importanță crucială pentru înțelegerea coroziunii SDSS și necesită tehnici experimentale complexe.Până acum, metodele sensibile la suprafață, cum ar fi spectroscopia electronică Auger11 și spectroscopia fotoelectronului cu raze X12,13,14,15, precum și sistemul fotoelectron fotoelectron cu raze X duri, disting, dar adesea nu reușesc să separe, stările chimice ale aceluiași element în diferite puncte ale spațiului la scară nanometrică.Mai multe studii recente au legat oxidarea locală a cromului de comportamentul la coroziune observat a 17 oțeluri inoxidabile austenitice, 18 oțeluri inoxidabile martensitice și SDSS 19, 20. Cu toate acestea, aceste studii s-au concentrat în principal pe efectul eterogenității Cr (de exemplu, starea de oxidare Cr3+) asupra rezistenței la coroziune.Eterogenitatea laterală în stările de oxidare ale elementelor poate fi cauzată de diferiți compuși cu aceleași elemente constitutive, cum ar fi oxizii de fier.Acești compuși moștenesc o dimensiune mică prelucrată termomecanic, strâns adiacente unul altuia, dar diferă în compoziție și starea de oxidare16,21.Prin urmare, dezvăluirea distrugerii filmelor de oxid și apoi pitting necesită o înțelegere a neomogenității suprafeței la nivel microscopic.În ciuda acestor cerințe, evaluări cantitative, cum ar fi eterogenitatea oxidării laterale, în special a fierului la scară nano/atomică, încă lipsesc și semnificația lor pentru rezistența la coroziune rămâne neexplorată.Până de curând, starea chimică a diferitelor elemente, cum ar fi Fe și Ca, a fost descrisă cantitativ pe probe de oțel utilizând microscopie fotoelectronică cu raze X moi (X-PEEM) în instalații de radiație sincrotron la scară nanometrică.Combinat cu tehnicile de spectroscopie de absorbție a raze X sensibile chimic (XAS), X-PEEM permite măsurarea XAS cu rezoluție spațială și spectrală ridicată, oferind informații chimice despre compoziția elementară și starea sa chimică cu rezoluție spațială până la scara nanometrică 23 .Această observare spectroscopică a locului de inițiere la microscop facilitează experimentele chimice locale și poate demonstra spațial modificări chimice neexplorate anterior în stratul de Fe.
Acest studiu extinde avantajele PEEM în detectarea diferențelor chimice la scară nanometrică și prezintă o metodă perspectivă de analiză a suprafeței la nivel atomic pentru înțelegerea comportamentului la coroziune al Ce-2507.Utilizează datele chimiometrice ale grupului K-means24 pentru a mapa compoziția chimică globală (eterogenitatea) elementelor implicate, cu stările lor chimice prezentate într-o reprezentare statistică.Spre deosebire de coroziunea convențională cauzată de defalcarea peliculei de oxid de crom, pasivarea slabă actuală și rezistența slabă la coroziune sunt atribuite nanoinsulelor bogate în Fe3+ localizate în apropierea stratului de oxid Fe/Cr, care poate fi un atac al oxidului protector.Formează o peliculă pe loc și provoacă coroziune.
Comportamentul coroziv al SDSS 2507 deformat a fost evaluat mai întâi folosind măsurători electrochimice.Pe fig.Figura 1 prezintă curbele Nyquist și Bode pentru probele selectate în soluții apoase acide (pH = 1) de FeCl3 la temperatura camerei.Electrolitul selectat acționează ca un agent oxidant puternic, caracterizând tendința peliculei de pasivare de a se rupe.Deși materialul nu a suferit pitting stabil la temperatura camerei, aceste analize au oferit o perspectivă asupra potențialelor evenimente de defecțiune și a proceselor post-coroziune.Circuitul echivalent (Fig. 1d) a fost utilizat pentru a se potrivi spectrelor de spectroscopie de impedanță electrochimică (EIS), iar rezultatele corespunzătoare potrivirii sunt prezentate în Tabelul 1. Au apărut semicercuri incomplete la testarea probelor tratate cu soluție și prelucrate la cald, în timp ce semicercurile corespunzătoare comprimate au fost laminate la rece (Fig. 1b).În spectrul EIS, raza semicercului poate fi considerată ca rezistență de polarizare (Rp)25,26.Rp-ul SDSS tratat cu soluție din Tabelul 1 este de aproximativ 135 kΩ cm-2, totuși pentru SDSS prelucrat la cald și laminat la rece putem observa valori mult mai mici de 34,7 și respectiv 2,1 kΩ cm–2.Această scădere semnificativă a Rp indică un efect negativ al deformării plastice asupra pasivării și rezistenței la coroziune, așa cum se arată în rapoartele anterioare 27, 28, 29, 30.
a Nyquist, b, c Diagramele de impedanță și fază Bode și un model de circuit echivalent pentru d, unde RS este rezistența electrolitului, Rp este rezistența de polarizare și QCPE este oxidul elementului de fază constantă utilizat pentru a modela capacitatea neideală (n) .Măsurătorile EIS au fost efectuate la potențial fără sarcină.
Constantele de ordinul întâi sunt prezentate în diagrama Bode, iar platoul de înaltă frecvență reprezintă rezistența electrolitului RS26.Pe măsură ce frecvența scade, impedanța crește și se găsește un unghi de fază negativ, indicând dominanța capacității.Unghiul de fază crește, păstrându-și valoarea maximă într-un interval de frecvență relativ larg, apoi scade (Fig. 1c).Cu toate acestea, în toate cele trei cazuri această valoare maximă este încă mai mică de 90°, indicând un comportament capacitiv neideal din cauza dispersiei capacitive.Astfel, elementul de fază constantă (CPE) QCPE este utilizat pentru a reprezenta distribuția capacității interfațale derivată din rugozitatea sau neomogenitatea suprafeței, în special în ceea ce privește scara atomică, geometria fractală, porozitatea electrodului, potențialul neuniform și distribuția curentului dependent de suprafață.Geometria electrodului31,32.impedanta CPE:
unde j este numărul imaginar și ω este frecvența unghiulară.QCPE este o constantă independentă de frecvență proporțională cu aria deschisă activă a electrolitului.n este un număr de putere fără dimensiuni care descrie abaterea de la comportamentul capacitiv ideal al unui condensator, adică cu cât n este mai aproape de 1, cu atât CPE este mai aproape de capacitatea pură, iar dacă n este aproape de zero, este rezistența.O mică abatere de n, apropiată de 1, indică comportamentul capacitiv neideal al suprafeței după testarea polarizării.QCPE-ul SDSS laminat la rece este mult mai mare decât produsele similare, ceea ce înseamnă că calitatea suprafeței este mai puțin uniformă.
În concordanță cu majoritatea proprietăților de rezistență la coroziune ale oțelurilor inoxidabile, conținutul relativ ridicat de Cr al SDSS duce în general la o rezistență superioară la coroziune a SDSS datorită prezenței unui film de oxid de protecție pasiv pe suprafață17.Acest film de pasivizare este de obicei bogat în oxizi și/sau hidroxizi de Cr3+, integrând în principal oxizi de Fe2+, Fe3+ și/sau (oxi)hidroxizi 33 .În ciuda aceleiași uniformități a suprafeței, a stratului de oxid pasiv și nicio deteriorare vizibilă a suprafeței, așa cum este determinată de imaginile microscopice,6,7 comportamentul la coroziune al SDSS prelucrat la cald și laminat la rece este diferit și, prin urmare, necesită un studiu aprofundat al microstructurii de deformare și al caracteristicilor structurale ale oțelului.
Microstructura oțelului inoxidabil deformat a fost investigată cantitativ utilizând raze X de înaltă energie interne și sincrotron (Figurile suplimentare 1, 2).O analiză detaliată este furnizată în Informațiile suplimentare.Deși corespund în mare măsură tipului fazei principale, se găsesc diferențe în fracțiile de volum de fază, care sunt enumerate în Tabelul suplimentar 1. Aceste diferențe pot fi asociate cu fracții de fază neomogene la suprafață, precum și cu fracții de fază volumetrice efectuate la diferite adâncimi.detecție prin difracție de raze X.(XRD) cu diverse surse de energie de fotoni incidenti.Proporția relativ mai mare de austenită din probele laminate la rece, determinată prin XRD dintr-o sursă de laborator, indică o pasivare mai bună și, ulterior, o rezistență mai bună la coroziune35, în timp ce rezultate mai precise și statistice indică tendințe opuse în proporțiile de fază.În plus, rezistența la coroziune a oțelului depinde și de gradul de rafinare a granulelor, de reducerea granulometriei, de creșterea microdeformațiilor și a densității de dislocare care apar în timpul tratamentului termomecanic36,37,38.Specimenele prelucrate la cald prezintă o natură mai granulată, indicând boabele de dimensiunea micronului, în timp ce inelele netede observate la specimenele laminate la rece (Figura suplimentară 3) indică o rafinare semnificativă a granulelor la scară nanometrică în lucrările anterioare6, care ar trebui să contribuie la pasivizarea filmului.formarea si cresterea rezistentei la coroziune.Densitatea mai mare de dislocare este de obicei asociată cu o rezistență mai scăzută la pitting, care este de acord cu măsurătorile electrochimice.
Modificările stărilor chimice ale microdomeniilor elementelor elementare au fost studiate sistematic utilizând X-PEEM.În ciuda abundenței elementelor de aliere, aici au fost alese Cr, Fe, Ni și Ce39, deoarece Cr este un element cheie pentru formarea unei pelicule de pasivare, Fe este elementul principal în oțel, iar Ni îmbunătățește pasivarea și echilibrează structura fazei ferită-austenitică și scopul modificării Ce.Prin ajustarea energiei radiației sincrotron, RAS a fost acoperit de la suprafață cu principalele caracteristici de Cr (marginea L2.3), Fe (marginea L2.3), Ni (marginea L2.3) și Ce (marginea M4.5).formare la cald și laminare la rece Ce-2507 SDSS.Analiza corespunzătoare a datelor a fost efectuată prin încorporarea calibrării energetice cu datele publicate (de exemplu, XAS 40, 41 pe Fe L2, 3 muchii).
Pe fig.Figura 2 prezintă imagini X-PEEM ale Ce-2507 SDSS prelucrate la cald (Fig. 2a) și laminate la rece (Fig. 2d) și marginile XAS corespunzătoare ale Cr și Fe L2,3 în locații marcate individual.Marginea L2,3 a XAS sondează stările 3d neocupate după fotoexcitarea electronilor la nivelurile de scindare spin-orbita 2p3/2 (marginea L3) și 2p1/2 (marginea L2).Informațiile despre starea de valență a Cr au fost obținute din XAS la marginea L2,3 din Fig. 2b, e.Comparație cu judecătorii.42,43 au arătat că în apropierea marginii L3 au fost observate patru vârfuri, denumite A (578,3 eV), B (579,5 eV), C (580,4 eV) și D (582,2 eV), reflectând Cr3+ octaedric, corespunzător ionului Cr2O3.Spectrele experimentale sunt de acord cu calculele teoretice prezentate în panourile b și e, obținute din calcule multiple ale câmpului cristalin la interfața Cr L2.3 folosind un câmp cristalin de 2,0 eV44.Ambele suprafețe ale SDSS prelucrate la cald și laminate la rece sunt acoperite cu un strat relativ uniform de Cr2O3.
o imagine termică X-PEEM a SDSS deformată termic corespunzătoare muchiei b Cr L2.3 și muchiei c Fe L2.3, d imaginea termică X-PEEM a SDSS laminatului la rece corespunzătoare muchiei e Cr L2.3 și marginii f Fe L2 .3 ( f).Spectrele XAS sunt reprezentate în diferite poziții spațiale marcate pe imaginile termice (a, d), liniile punctate portocalii din (b) și (e) reprezintă spectrele XAS simulate ale Cr3+ cu o valoare a câmpului cristalin de 2,0 eV.Pentru imaginile X-PEEM, utilizați o paletă termică pentru a îmbunătăți lizibilitatea imaginii, unde culorile de la albastru la roșu sunt proporționale cu intensitatea absorbției razelor X (de la scăzut la mare).
Indiferent de mediul chimic al acestor elemente metalice, starea chimică a adăugărilor de elemente de aliere Ni și Ce pentru ambele probe a rămas neschimbată.Desen suplimentar.Figurile 5-9 prezintă imagini X-PEEM și spectre XAS corespunzătoare pentru Ni și Ce în diferite poziții de pe suprafața specimenelor prelucrate la cald și laminate la rece.Ni XAS arată stările de oxidare ale Ni2+ pe întreaga suprafață măsurată a specimenelor prelucrate la cald și laminate la rece (Discuție suplimentară).De remarcat că, în cazul probelor prelucrate la cald, semnalul XAS al Ce nu a fost observat, în timp ce în cazul probelor laminate la rece s-a observat spectrul Ce3+.Observarea petelor de Ce în probele laminate la rece a arătat că Ce apare în principal sub formă de precipitate.
În SDSS deformat termic, nu a fost observată nicio modificare structurală locală a XAS la marginea Fe L2,3 (Fig. 2c).Cu toate acestea, matricea Fe își schimbă microregional starea chimică în șapte puncte aleatorii alese ale SDSS-ului laminat la rece, așa cum se arată în Fig. 2f.În plus, pentru a obține o idee exactă a modificărilor stării Fe la locațiile selectate din Fig. 2f, au fost efectuate studii locale de suprafață (Fig. 3 și Fig. 10 suplimentară) în care au fost selectate regiuni circulare mai mici.Spectrele XAS ale marginii Fe L2,3 ale sistemelor α-Fe2O3 și ale oxizilor octaedrici Fe2+ au fost modelate prin calcule multiple de câmpuri de cristal folosind câmpuri de cristal de 1,0 (Fe2+) și 1,0 (Fe3+)44. Remarcăm că α-Fe2O3 și γ-Fe2O3 au simetrii locale diferite45,46, Fe3O4 are o combinație de ambele Fe2+ și Fe3+,47 și FeO45 ca oxid de Fe2+ formal divalent (3d6). Observăm că α-Fe2O3 și γ-Fe2O3 au simetrii locale diferite45,46, Fe3O4 are o combinație de ambele Fe2+ și Fe3+,47 și FeO45 ca oxid de Fe2+ formal divalent (3d6).Rețineți că α-Fe2O3 și γ-Fe2O3 au simetrii locale diferite45,46, Fe3O4 combină atât Fe2+, cât și Fe3+,47 și FeO45 sub formă de oxid formal divalent Fe2+ (3d6).Rețineți că α-Fe2O3 și γ-Fe2O3 au simetrii locale diferite45,46, Fe3O4 are o combinație de Fe2+ și Fe3+,47 și FeO45 acționează ca un oxid de Fe2+ bivalent formal (3d6).Toți ionii Fe3+ din α-Fe2O3 au doar poziții Oh, în timp ce γ-Fe2O3 este de obicei reprezentat de Fe3+ t2g [Fe3+5/3V1/3]eg spinelul O4 cu locuri libere în poziții de exemplu.Prin urmare, ionii Fe3+ din γ-Fe2O3 au ambele poziții Td și Oh.După cum sa menționat într-o lucrare anterioară45, deși raportul de intensitate al celor două este diferit, raportul de intensitate al acestora de exemplu/t2g este ≈1, în timp ce în acest caz raportul de intensitate observat eg/t2g este de aproximativ 1. Aceasta exclude posibilitatea ca în situația actuală să fie prezent doar Fe3+.Luând în considerare cazul Fe3O4 atât cu Fe2+ cât și cu Fe3+, prima caracteristică cunoscută ca având o margine L3 mai slabă (mai puternică) pentru Fe indică o stare mai mică (mai mare) neocupată t2g.Acest lucru se aplică Fe2+ (Fe3+), ceea ce arată că prima caracteristică a creșterii indică o creștere a conținutului de Fe2+47.Aceste rezultate arată că pe suprafața laminată la rece a compozitelor domină coexistența Fe2+ și γ-Fe2O3, α-Fe2O3 și/sau Fe3O4.
Imagini termice fotoelectronice mărite ale spectrelor XAS (a, c) și (b, d) care traversează marginea Fe L2,3 la diferite poziții spațiale din regiunile selectate 2 și E din Fig.2d.
Datele experimentale obținute (Fig. 4a și Fig. 11 suplimentară) sunt reprezentate grafic și comparate cu datele pentru compușii puri 40, 41, 48. Trei tipuri diferite de spectre Fe L-edge XAS observate experimental (XAS-1, XAS-2 și XAS-3: Fig. 4a).În special, spectrul 2-a (notat ca XAS-1) în Fig. 3b, urmat de spectrul 2-b (etichetat XAS-2) a fost observat pe întreaga zonă de detectare, în timp ce spectre precum E-3 au fost observate în figura 3d (etichetat XAS-3) au fost observate în locații specifice.De regulă, au fost utilizați patru parametri pentru a identifica stările de valență existente în eșantionul studiat: (1) caracteristicile spectrale L3 și L2, (2) pozițiile energetice ale caracteristicilor L3 și L2, (3) diferența de energie L3-L2., (4) Raportul intensității L2/L3.Conform observațiilor vizuale (Fig. 4a), toate cele trei componente Fe, și anume Fe0, Fe2+ și Fe3+, sunt prezente pe suprafața SDSS studiată.Raportul de intensitate calculat L2/L3 a indicat, de asemenea, prezența tuturor celor trei componente.
Spectrele XAS simulate ale Fe cu trei date experimentale diferite observate (liniile continue XAS-1, XAS-2 și XAS-3 corespund 2-a, 2-b și E-3 din Fig. 2 și 3) Comparație, octaedre Fe2+, Fe3+ cu valori ale câmpului cristalin de 1,0 eV și respectiv 1,0 eV și, respectiv, 1,5 eV măsurare a datelor experimentale AS-, 1, 5 e V, 1. XAS-3) și datele LCF optimizate corespunzătoare (linie neagră continuă), precum și sub formă de spectre XAS-3 cu standarde Fe3O4 (stare mixtă de Fe) și Fe2O3 (Fe3+ pur).
O combinație liniară (LCF) a celor trei standarde 40, 41, 48 a fost utilizată pentru a cuantifica compoziția oxidului de fier.LCF a fost implementat pentru trei spectre Fe L-edge XAS selectate care arată cel mai mare contrast, și anume XAS-1, XAS-2 și XAS-3, așa cum se arată în Fig. 4b-d.Pentru fitingurile LCF, 10% Fe0 a fost luat în considerare în toate cazurile datorită faptului că am observat o mică margine în toate datele și, de asemenea, datorită faptului că fierul metalic este componenta principală a oțelului. Într-adevăr, adâncimea de încercare a X-PEEM pentru Fe (~6 nm)49 este mai mare decât grosimea estimată a stratului de oxidare (puțin > 4 nm), permițând detectarea semnalului din matricea de fier (Fe0) de sub stratul de pasivare. Într-adevăr, adâncimea de încercare a X-PEEM pentru Fe (~6 nm)49 este mai mare decât grosimea estimată a stratului de oxidare (puțin > 4 nm), permițând detectarea semnalului din matricea de fier (Fe0) de sub stratul de pasivare. Действительно, пробная глубина X-PEEM для Fe (~ 6 нм)49 больше, чем предполагаемая толщина толщина толщина и слщина нк (~ 6 нм)49 ), что позволяет обнаружить сигнал от железной матрицы (Fe0) под пассивирующим слоем. Într-adevăr, adâncimea sondei X-PEEM pentru Fe (~6 nm)49 este mai mare decât grosimea presupusă a stratului de oxidare (puțin > 4 nm), ceea ce face posibilă detectarea semnalului din matricea de fier (Fe0) sub stratul de pasivare.事实上，X-PEEM 对Fe（~6 nm）49 的检测深度大于估计的氧化层厚度（略> 4 nm（啥> 4 nm（检测深度大于估计的氧化层厚度（略> 4 nm（啥> 4 nm（检测深度大于估层下方的铁基体（Fe0）的信号。事实上 ， X-PEEM 对 Fe （~ 6 nm） 49 的 检测 深度 大于 的 氧化层 厚度 略 略 厚度 略 略> 4 nm 杵 杵急> 4 nm钝化层 下方 铁基体 （fe0） 的。 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号 信号号Фактически, глубина обнаружения Fe (~ 6 нм) 49 с помощью X-PEEM больше, чем предполатае моя соль немного > 4 нм), что позволяет обнаруживать сигнал от железной матрицы (Fe0) ниже пасюсивоя.го. De fapt, adâncimea de detecție a Fe (~6 nm) 49 de către X-PEEM este mai mare decât grosimea așteptată a stratului de oxid (puțin > 4 nm), ceea ce permite detectarea semnalului din matricea de fier (Fe0) sub stratul de pasivare. .Au fost efectuate diferite combinații de Fe2+ și Fe3+ pentru a găsi cea mai bună soluție posibilă pentru datele experimentale observate.Pe fig.4b prezintă spectrul XAS-1 pentru combinația de Fe2+ și Fe3+, unde proporțiile de Fe2+ și Fe3+ au fost similare cu aproximativ 45%, indicând stări de oxidare mixte ale Fe.În timp ce pentru spectrul XAS-2, procentul de Fe2+ și Fe3+ devine ~30% și, respectiv, 60%.Fe2+ ​​este mai mic decât Fe3+.Raportul dintre Fe2+ și Fe3, egal cu 1:2, înseamnă că Fe3O4 se poate forma în același raport între ionii de Fe.În plus, pentru spectrul XAS-3, procentul de Fe2+ și Fe3+ devine ~10% și 80%, ceea ce indică o conversie mai mare a Fe2+ în Fe3+.După cum sa menționat mai sus, Fe3+ poate proveni din α-Fe2O3, γ-Fe2O3 sau Fe3O4.Pentru a înțelege cea mai probabilă sursă de Fe3+, spectrul XAS-3 a fost reprezentat grafic cu diferite standarde Fe3+ în Figura 4e, arătând similitudini cu ambele standarde atunci când se ia în considerare vârful B.Cu toate acestea, intensitatea vârfurilor umărului (A: din Fe2+) și raportul de intensitate B/A indică faptul că spectrul XAS-3 este apropiat, dar nu coincide cu spectrul γ-Fe2O3.În comparație cu vrac γ-Fe2O3, vârful Fe 2p XAS al A SDSS are o intensitate puțin mai mare (Fig. 4e), ceea ce indică o intensitate mai mare a Fe2+.Deși spectrul XAS-3 este similar cu cel al γ-Fe2O3, unde Fe3+ este prezent la pozițiile Oh și Td, identificarea diferitelor stări de valență și coordonare doar de-a lungul marginii L2,3 sau a raportului de intensitate L2/L3 rămâne subiectul cercetărilor în curs.discuţie datorită complexităţii diferiţilor factori care afectează spectrul final41.
Pe lângă diferențele spectrale în starea chimică a regiunilor de interes selectate descrise mai sus, eterogenitatea chimică globală a elementelor cheie Cr și Fe a fost, de asemenea, evaluată prin clasificarea tuturor spectrelor XAS obținute pe suprafața probei folosind metoda de grupare K-means.Profilele de margine Cr L formează două grupuri optime distribuite spațial în specimenele prelucrate la cald și laminate la rece prezentate în Fig.5. Este clar că nicio modificare structurală locală nu este percepută ca similară, deoarece cei doi centroizi ai spectrelor XAS Cr sunt comparabile.Aceste forme spectrale ale celor două clustere sunt aproape identice cu cele corespunzătoare lui Cr2O342, ceea ce înseamnă că straturile de Cr2O3 sunt distanțate relativ uniform pe SDSS.
Cr L K-înseamnă clustere de regiuni de margine și b este centroizii XAS corespunzători.Rezultatele comparației K-means X-PEEM ale SDSS laminate la rece: c Cr L2.3 regiunea de margine a clusterelor K-means și d centroizii XAS corespunzătoare.
Pentru a ilustra hărți de margine FeL mai complexe, patru și cinci clustere optimizate și centroizii lor asociați (profiluri spectrale) au fost utilizate pentru specimenele prelucrate la cald și, respectiv, laminate la rece.Prin urmare, procentul (%) de Fe2+ și Fe3+ poate fi obținut prin ajustarea LCF prezentată în Fig.4.Potențialul pseudoelectrodului Epseudo în funcție de Fe0 a fost utilizat pentru a dezvălui neomogenitatea microchimică a filmului de oxid de suprafață.Epseudo este estimat aproximativ prin regula de amestecare,
unde \(\rm{E}_{\rm{Fe}/\rm{Fe}^{2 + (3 + )}}\) este egal cu \(\rm{Fe} + 2e^ – \ la \rm { Fe}^{2 + (3 + )}\), 0,440 și, respectiv, 0,036 V.Regiunile cu un potențial mai mic au un conținut mai mare de compus Fe3+.Distribuția potențialului în probele deformate termic are un caracter stratificat cu o modificare maximă de aproximativ 0,119 V (Fig. 6a, b).Această distribuție potențială este strâns legată de topografia suprafeței (Fig. 6a).Nu au fost observate alte modificări dependente de poziție în interiorul laminar subiacent (Fig. 6b).Dimpotrivă, pentru conectarea oxizilor diferiți cu conținut diferit de Fe2+ și Fe3+ în SDSS laminat la rece, se poate observa o natură neuniformă a pseudopotențialului (Fig. 6c, d).Oxizii și/sau (oxi)hidroxizii de Fe3+ sunt constituenții principali ai ruginii din oțel și sunt permeabili la oxigen și apă50.În acest caz, insulele bogate în Fe3+ sunt considerate a fi distribuite local și pot fi considerate zone corodate.În același timp, gradientul în câmpul potențial, mai degrabă decât valoarea absolută a potențialului, poate fi utilizat ca indicator pentru localizarea locurilor de coroziune active.Această distribuție neuniformă a Fe2+ și Fe3+ pe suprafața SDSS laminată la rece poate schimba chimia locală și poate oferi o suprafață activă mai practică în timpul defalcării filmului de oxid și al reacțiilor de coroziune, permițând matricei metalice subiacente să continue să se corodeze, ducând la eterogenitate internă.proprietățile și reduc proprietățile protectoare ale stratului de pasivizare.
K înseamnă clustere și centroizii XAS corespunzători în regiunea de margine Fe L2.3 a X-PEEM ac și df a SDSS laminat la rece.a, d K înseamnă diagrame de cluster suprapuse pe imagini X-PEEM.Potențialul pseudoelectrodului calculat (Epseudo) este menționat împreună cu diagrama de cluster K-means.Luminozitatea imaginii X-PEEM, ca și culoarea din Fig. 2, este proporțională cu intensitatea absorbției razelor X.
Cr relativ uniform, dar starea chimică diferită a Fe duce la deteriorarea filmului de oxid și modele de coroziune diferite în Ce-2507 prelucrat la cald și laminat la rece.Această proprietate a laminatului la rece Ce-2507 a fost bine studiată.În ceea ce privește formarea oxizilor și hidroxizilor de Fe în aerul ambiant în această lucrare aproape neutră, reacțiile sunt următoarele:
Reacțiile de mai sus apar în următoarele scenarii bazate pe analiza X-PEEM.Un mic umăr corespunzător Fe0 este asociat cu fierul metalic subiacent.Reacția Fe metalic cu mediul are ca rezultat formarea unui strat de Fe(OH)2 (ecuația (5)), care îmbunătățește semnalul Fe2+ în Fe L-edge XAS.Expunerea prelungită la aer poate duce la formarea de oxizi de Fe3O4 și/sau Fe2O3 după Fe(OH)252,53.Două forme stabile de Fe, Fe3O4 și Fe2O3, se pot forma și în stratul protector bogat în Cr3+, dintre care Fe3O4 preferă o structură uniformă și lipicioasă.Prezența ambelor are ca rezultat stări de oxidare mixte (spectrul XAS-1).Spectrul XAS-2 corespunde în principal Fe3O4.În timp ce observarea spectrelor XAS-3 în mai multe locuri a indicat conversia completă în γ-Fe2O3.Deoarece adâncimea de penetrare a razelor X desfășurate este de aproximativ 50 nm, semnalul din stratul inferior are ca rezultat o intensitate mai mare a vârfului A.
Spectrul XPA arată că componenta Fe din filmul de oxid are o structură stratificată combinată cu un strat de oxid de Cr.Spre deosebire de semnele de pasivare datorate neomogenității locale a Cr2O3 în timpul coroziunii, în ciuda stratului uniform de Cr2O3 în această lucrare, în acest caz se observă o rezistență scăzută la coroziune, în special pentru specimenele laminate la rece.Comportamentul observat poate fi înțeles ca eterogenitatea stării chimice de oxidare în stratul superior (Fe), care afectează performanța la coroziune.Datorită aceleiași stoichiometrii a stratului superior (oxid de fier) ​​și a stratului inferior (oxid de crom)52,53 o mai bună interacțiune (aderență) între ele duce la transportul lent al ionilor de metal sau oxigen în rețea, ceea ce, la rândul său, duce la o creștere a rezistenței la coroziune.Prin urmare, un raport stoechiometric continuu, adică o stare de oxidare a Fe, este de preferat schimbărilor stoichiometrice bruște.SDSS deformat la căldură are o suprafață mai uniformă, un strat protector mai dens și o rezistență mai bună la coroziune.În timp ce pentru SDSS laminat la rece, prezența insulelor bogate în Fe3+ sub stratul protector încalcă integritatea suprafeței și provoacă coroziune galvanică cu substratul din apropiere, ceea ce duce la o scădere bruscă a Rp (Tabelul 1).Spectrul EIS și rezistența sa la coroziune sunt reduse.Se poate observa că distribuția locală a insulelor bogate în Fe3+ din cauza deformării plastice afectează în principal rezistența la coroziune, ceea ce reprezintă o descoperire în această lucrare.Astfel, acest studiu prezintă imagini microscopice spectroscopice ale reducerii rezistenței la coroziune a probelor SDSS studiate prin metoda deformării plastice.
În plus, deși aliajele cu pământuri rare în oțelurile cu faza dublă prezintă o performanță mai bună, interacțiunea acestui element aditiv cu matricea individuală de oțel în ceea ce privește comportamentul la coroziune conform microscopiei spectroscopice rămâne evazivă.Apariția semnalelor Ce (prin marginile XAS M) apare doar în câteva locuri în timpul laminarii la rece, dar dispare în timpul deformării la cald a SDSS, indicând precipitarea locală a Ce în matricea de oțel, mai degrabă decât alierea omogenă.Deși nu îmbunătățește semnificativ proprietățile mecanice ale SDSS6,7, prezența elementelor de pământuri rare reduce dimensiunea incluziunilor și se crede că inhibă pitting în regiunea inițială54.
În concluzie, această lucrare dezvăluie efectul eterogenității suprafeței asupra coroziunii 2507 SDSS modificat cu ceriu prin cuantificarea conținutului chimic al componentelor la scară nanometrică.Răspundem la întrebarea de ce oțelul inoxidabil se corodează chiar și sub un strat de oxid protector cuantificând microstructura, chimia suprafeței și procesarea semnalului folosind gruparea K-means.S-a stabilit că insulele bogate în Fe3+, inclusiv coordonarea lor octaedrică și tetraedrică de-a lungul întregii caracteristici a amestecului Fe2+/Fe3+, sunt sursa de deteriorare și coroziune a filmului de oxid laminat la rece SDSS.Nanoinsulele dominate de Fe3+ duc la o rezistență slabă la coroziune chiar și în prezența unui strat de pasivizare stoichiometric de Cr2O3 suficient.În plus față de progresele metodologice în determinarea efectului eterogenității chimice la scară nanometrică asupra coroziunii, se așteaptă ca lucrările în desfășurare să inspire procesele de inginerie pentru a îmbunătăți rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile în timpul fabricării oțelului.
Pentru a prepara lingoul Ce-2507 SDSS utilizat în acest studiu, o compoziție mixtă care include aliajul principal Fe-Ce sigilat cu un tub de fier pur a fost topit într-un cuptor cu inducție de 150 kg de frecvență medie pentru a produce oțel topit și turnat într-o matriță.Compozițiile chimice măsurate (% în greutate) sunt enumerate în Tabelul suplimentar 2. Lingourile sunt mai întâi forjate la cald în blocuri.Apoi a fost recoaptă la 1050°C timp de 60 de minute pentru a obține oțel în stare de soluție solidă și apoi s-a stins în apă la temperatura camerei.Probele studiate au fost studiate în detaliu folosind TEM și DOE pentru a studia fazele, mărimea granulelor și morfologia.Informații mai detaliate despre mostre și procesul de producție pot fi găsite în alte surse6,7.
Probele cilindrice (φ10 mm×15 mm) pentru compresie la cald au fost prelucrate astfel încât axa cilindrului să fie paralelă cu direcția de deformare a blocului.Compresia la temperatură înaltă a fost efectuată la diferite temperaturi în intervalul 1000-1150°C utilizând un simulator termic Gleeble-3800 la o rată constantă de deformare în intervalul 0,01-10 s-1.Înainte de deformare, probele au fost încălzite la o viteză de 10 °C s-1 timp de 2 minute la o temperatură selectată pentru a elimina gradientul de temperatură.După obținerea uniformității temperaturii, proba a fost deformată la o valoare reală a deformarii de 0,7.După deformare, probele au fost imediat stinse cu apă pentru a păstra structura deformată.Proba întărită este apoi tăiată paralel cu direcția de compresie.Pentru acest studiu special, am ales un specimen cu o condiție de deformare la cald de 1050°C, 10 s-1, deoarece microduritatea observată a fost mai mare decât alte specimene7.
Eșantioane masive (80 × 10 × 17 mm3) din soluția solidă Ce-2507 au fost utilizate într-o moară asincronă cu două cilindri LG-300 cu cele mai bune proprietăți mecanice dintre toate celelalte niveluri de deformare6.Rata de deformare și reducerea grosimii pentru fiecare cale sunt de 0,2 m·s-1 și, respectiv, 5%.
O stație de lucru electrochimică Autolab PGSTAT128N a fost utilizată pentru măsurători electrochimice SDSS după laminare la rece până la o reducere de 90% a grosimii (deformare reală echivalentă 1,0) și după presare la cald la 1050°C timp de 10 s-1 până la o deformare reală de 0,7.Stația de lucru are o celulă cu trei electrozi cu un electrod de calomel saturat ca electrod de referință, un contraelectrod de grafit și o probă SDSS ca electrod de lucru.Probele au fost tăiate în cilindri cu un diametru de 11,3 mm, pe ale căror laturi au fost lipite fire de cupru.Probele au fost apoi fixate cu epoxidice, lăsând o zonă deschisă de lucru de 1 cm2 ca electrod de lucru (partea inferioară a probei cilindrice).Aveți grijă în timpul întăririi epoxidului și la șlefuirea și lustruirea ulterioară pentru a evita crăparea.Suprafețele de lucru au fost măcinate și lustruite cu o suspensie de lustruire diamantată cu o dimensiune a particulelor de 1 μm, spălate cu apă distilată și etanol și uscate în aer rece.Înainte de măsurători electrochimice, probele lustruite au fost expuse la aer timp de câteva zile pentru a forma o peliculă de oxid natural.O soluție apoasă de FeCl3 (6,0% în greutate), stabilizată la pH = 1,0 ± 0,01 cu HCl conform recomandărilor ASTM, este utilizată pentru a accelera coroziunea oțelului inoxidabil55 deoarece este coroziv în prezența ionilor de clorură cu capacitate de oxidare puternică și pH scăzut Standardele de mediu G48 și A923.Scufundați proba în soluția de testare timp de 1 oră pentru a ajunge aproape de starea de echilibru înainte de a efectua orice măsurători.Pentru probele în soluție solidă, formate la cald și laminate la rece, măsurătorile de impedanță au fost efectuate la potențiale de circuit deschis (OPC) de 0,39, 0,33 și, respectiv, 0,25 V, în intervalul de frecvență de la 1 105 la 0,1 Hz cu o amplitudine de 5 mV.Toate testele chimice au fost repetate de cel puțin 3 ori în aceleași condiții pentru a asigura reproductibilitatea datelor.
Pentru măsurătorile HE-SXRD, blocuri de oțel duplex dreptunghiulare care măsoară 1 × 1 × 1,5 mm3 au fost măsurate pentru a cuantifica compoziția fazei fasciculului a unui wiggler de înaltă energie Brockhouse la CLS, Canada56.Colectarea datelor a fost efectuată în geometria Debye-Scherrer sau geometria transmisiei la temperatura camerei.Lungimea de undă a razelor X calibrată cu calibratorul LaB6 este de 0,212561 Å, ceea ce corespunde la 58 keV, ceea ce este mult mai mare decât cea a Cu Kα (8 keV) utilizată în mod obișnuit ca sursă de raze X de laborator.Proba a fost localizată la o distanță de 740 mm de detector.Volumul de detectare al fiecărei probe este de 0,2 × 0,3 × 1,5 mm3, care este determinat de dimensiunea fasciculului și grosimea probei.Toate datele au fost colectate folosind un detector de zonă Perkin Elmer, un detector de raze X cu ecran plat, 200 µm pixeli, 40×40 cm2 folosind un timp de expunere de 0,3 s și 120 de cadre.
Măsurătorile X-PEEM a două sisteme model selectate au fost efectuate la stația finală Beamline MAXPEEM PEEM din laboratorul MAX IV (Lund, Suedia).Probele au fost pregătite în același mod ca și pentru măsurătorile electrochimice.Probele preparate au fost ținute în aer timp de câteva zile și degazate într-o cameră cu vid ultraînalt înainte de a fi iradiate cu fotoni sincrotron.Rezoluția energetică a liniei fasciculului a fost obținută prin măsurarea spectrului de randament ionic în regiunea de excitație de la N 1 s la 1\(\pi _g^ \ast\) lângă hv = 401 eV în N2 cu dependența energiei fotonului de E3/2 , 57. Spectrele de aproximare au dat ΔE (lățimea liniei) eV în intervalul de măsurare a energiei spectrale. Prin urmare, rezoluția energiei liniei de fascicul a fost estimată a fi E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 și flux ≈1012 ph/s prin utilizarea unui monocromator SX-700 modificat cu un rețea Si 1200-linie mm−1 pentru Fe 2p L2,3 edge, L2, L2,3, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, M2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2, L2 ,5 muchie. Prin urmare, rezoluția energiei liniei de fascicul a fost estimată a fi E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 și flux ≈1012 ph/s prin utilizarea unui monocromator SX-700 modificat cu un rețea Si 1200-linie mm−1 pentru Fe 2p L2.3 muchia, L2.3 e L2p, C2. .5 marginea. Таким образом, энергетическое разрешение канала пучка было оценено как E/∆E = 700 Вто 0,3 эВ по как ≈1012 ф/с при использовании модифицированного монохроматора SX-700 с решеткой Si 1200 шеткой Si 1200 шеткой Si 1200 шл2 хтримх 2 шл2, мо 2 кромка Cr 2p L2,3, кромка Ni 2p L2,3 și кромка Ce M4,5. Astfel, rezoluția energetică a canalului fasciculului a fost estimată ca E/∆E = 700 eV/0,3 eV > 2000 și flux ≈1012 f/s utilizând un monocromator SX-700 modificat cu o rețea de Si de 1200 linii/mm pentru muchia Fe 2p L2 ,3, 2p L2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 2, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 3, 4, 4, 4, 5, 7 ou 8. 4.5.因此，光束线能量分辨率估计为E/ΔE = 700 eV/0,3 eV > 2000 和通量≈1012 ph/s，通过1 倚迨1 倚迨1 倚迨1 和 和通量≈光栅的改进的SX-700 单色器用于Fe 2p L2,3 边缘、Cr 2p L2,3 边缘、Ni 2p L2,3 边缘咘,5 、Cr 2p L2,3因此 ， 光束线 能量 分辨率 为 为 为 为 δe = 700 EV/0,3 EV> 2000 和 ≈1012 PH/S ， 1012 PH/S ４ 因此 ， 2 三 朦 0,3 EV> 2000线 mm-1 光栅 改进 的 SX-700 单色器 于 于 于 用 用 用Fe 2p L2.3 边缘、Cr 2p L2.3 、Ni Cr 2p L2.3 〼 用 用 L2.3 M4.5 边缘。Astfel, atunci când utilizați un monocromator SX-700 modificat cu o rețea Si de 1200 de linii.3, muchia Cr 2p L2.3, muchia Ni 2p L2.3 și muchia Ce M4.5.Scanați energia fotonului în pași de 0,2 eV.La fiecare energie, imaginile PEEM au fost înregistrate folosind un detector CMOS cuplat cu fibră TVIPS F-216 cu 2 x 2 bins, care oferă o rezoluție de 1024 × 1024 pixeli într-un câmp vizual de 20 µm.Timpul de expunere al imaginilor a fost de 0,2 s, cu o medie de 16 cadre.Energia imaginii fotoelectronilor este aleasă astfel încât să furnizeze semnalul electron secundar maxim.Toate măsurătorile au fost efectuate la incidență normală folosind un fascicul de fotoni polarizat liniar.Mai multe informații despre măsurători pot fi găsite într-un studiu anterior.După studierea modului de detectare a randamentului total de electroni (TEY) și aplicarea acestuia în X-PEEM49, adâncimea de încercare a acestei metode este estimată la aproximativ 4-5 nm pentru semnalul Cr și aproximativ 6 nm pentru Fe.Adâncimea Cr este foarte apropiată de grosimea peliculei de oxid (~4 nm)60,61 în timp ce adâncimea Fe este mai mare decât grosimea.XRD colectat la marginea Fe L este un amestec de XRD de oxizi de fier și Fe0 din matrice.În primul caz, intensitatea electronilor emiși provine de la toate tipurile posibile de electroni care contribuie la TEY.Cu toate acestea, un semnal de fier pur necesită o energie cinetică mai mare pentru ca electronii să treacă prin stratul de oxid la suprafață și să fie colectați de analizor.În acest caz, semnalul Fe0 se datorează în principal electronilor Auger LVV, precum și electronilor secundari emiși de aceștia.În plus, intensitatea TEY contribuită de acești electroni scade în timpul căii de evadare a electronilor, reducând și mai mult răspunsul spectral Fe0 în harta XAS de fier.
Integrarea extragerii de date într-un cub de date (date X-PEEM) este un pas cheie în extragerea informațiilor relevante (proprietăți chimice sau fizice) într-o abordare multidimensională.Gruparea K-means este utilizată pe scară largă în mai multe domenii, inclusiv viziunea artificială, procesarea imaginilor, recunoașterea nesupravegheată a modelelor, inteligența artificială și analiza clasificatorie.De exemplu, gruparea K-means a funcționat bine în gruparea datelor de imagine hiperspectrale.În principiu, pentru datele cu mai multe caracteristici, algoritmul K-means le poate grupa cu ușurință pe baza informațiilor despre atributele lor (proprietățile energiei fotonului).K-means clustering este un algoritm iterativ pentru împărțirea datelor în K grupuri (clustere) care nu se suprapun, unde fiecare pixel aparține unui cluster specific, în funcție de distribuția spațială a neomogenității chimice în compoziția microstructurală a oțelului.Algoritmul K-means include două etape: în prima etapă, se calculează K centroizii, iar în a doua etapă, fiecărui punct i se atribuie un cluster cu centroizi învecinați.Centrul de greutate al unui cluster este definit ca media aritmetică a punctelor de date (spectrul XAS) pentru acel cluster.Există diferite distanțe pentru a defini centroizii vecini ca distanță euclidiană.Pentru o imagine de intrare de px,y (unde x și y sunt rezoluția în pixeli), CK este centrul de greutate al clusterului;această imagine poate fi apoi segmentată (grupată) în K clustere folosind K-means63.Ultimii pași ai algoritmului de grupare K-means sunt:
Pasul 2. Calculați apartenența tuturor pixelilor în funcție de centroidul curent.De exemplu, se calculează din distanța euclidiană d dintre centru și fiecare pixel:
Pasul 3 Atribuiți fiecare pixel celui mai apropiat centroid.Apoi recalculați pozițiile K centroid după cum urmează:
Pasul 4. Repetați procesul (ecuațiile (7) și (8)) până când centroizii converg.Rezultatele finale ale calității grupării sunt strâns corelate cu cea mai bună alegere de centroizi inițiali.Pentru structura de date PEEM a imaginilor din oțel, de obicei X (x × y × λ) este un cub de date matrice 3D, în timp ce axele x și y reprezintă informații spațiale (rezoluția pixelilor), iar axa λ corespunde unui foton.imaginea spectrală a energiei.Algoritmul K-means este utilizat pentru a explora regiunile de interes în datele X-PEEM prin separarea pixelilor (clustere sau sub-blocuri) în funcție de caracteristicile lor spectrale și extragerea celor mai buni centroizi (profiluri spectrale XAS) pentru fiecare analit.cluster).Este folosit pentru a studia distribuția spațială, modificările spectrale locale, comportamentul la oxidare și stările chimice.De exemplu, algoritmul de grupare K-means a fost utilizat pentru regiunile Fe L-edge și Cr L-edge în X-PEEM prelucrat la cald și laminat la rece.Au fost testate diferite numere de clustere K (regiuni ale microstructurii) pentru a găsi clusterele și centroizii optimi.Când aceste numere sunt afișate, pixelii sunt reatribuiți centroizilor de cluster corespunzătoare.Fiecare distribuție de culoare corespunde centrului grupului, arătând aranjarea spațială a obiectelor chimice sau fizice.Centroizii extrași sunt combinații liniare de spectre pure.
Datele care susțin rezultatele acestui studiu sunt disponibile la cererea rezonabilă din partea autorului WC respectiv.
Sieurin, H. & Sandström, R. Rezistența la rupere a unui oțel inoxidabil duplex sudat. Sieurin, H. & Sandström, R. Rezistența la rupere a unui oțel inoxidabil duplex sudat. Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварной дуплексной нержавеющей стали. Sieurin, H. & Sandström, R. Rezistența la rupere a oțelului inoxidabil duplex sudat. Sieurin, H. & Sandström, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandstrom, R. 焊接双相不锈钢的断裂韧性。 Sieurin, H. & Sandström, R. Вязкость разрушения сварных дуплексных нержавеющих сталей. Sieurin, H. & Sandström, R. Rezistența la rupere a oțelurilor inoxidabile duplex sudate.Britannia.Partea fracționată.blană.73, 377–390 (2006).
Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile duplex în acizi organici selectați și medii cu acid organic/clorură. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. Rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile duplex în acizi organici selectați și medii cu acid organic/clorură.Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.și Van Der Merwe, J. Rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile duplex în medii cu unii acizi organici și acizi/cloruri organici. Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环境不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环境不锈钢在选定的有机酸和有机酸/氯化物环境不锈钢在选定的有机酸 Adams, FV, Olubambi, PA, Potgieter, JH & Van Der Merwe, J. 双相oțel inoxidabil在特定的organic酸和organic酸/clorinated environment的耐过性性。Adams, FW, Olubambi, PA, Potgieter, J. Kh.și Van Der Merwe, J. Rezistența la coroziune a oțelurilor inoxidabile duplex în medii selectate de acizi organici și acizi organici/cloruri.conservant.Materiale Metode 57, 107–117 (2010).
Barrera, S. şi colab.Comportamentul la coroziune-oxidare al aliajelor duplex Fe-Al-Mn-C.Materiale 12, 2572 (2019).
Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Noua generație de oțeluri super duplex pentru echipamente de producție de gaz și petrol. Levkov, L., Shurygin, D., Dub, V., Kosyrev, K. & Balikoev, A. Noua generație de oțeluri super duplex pentru echipamente de producție de gaz și petrol.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Noua generație de oțeluri super duplex pentru echipamente de producție de petrol și gaze.Levkov L., Shurygin D., Dub V., Kosyrev K., Balikoev A. Noua generație de oțeluri super duplex pentru echipamentele de producție de gaze și petrol.Webinar E3S 121, 04007 (2019).
Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Investigarea comportamentului de deformare la cald a oțelului inoxidabil duplex de calitate 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Investigarea comportamentului de deformare la cald a oțelului inoxidabil duplex de calitate 2507. Metall. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. Исследование поведения горячей деформации дуплексной нержавеющей старалиl м2507к. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. A Study of Hot Deformation Behavior of Type 2507 Duplex Stainless Steel.metal. Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 双相不锈钢2507 级热变形行为的研究。 Kingklang, S. & Uthaisangsuk, V. 2507 级热变形行为的研究。Kingklang, S. și Utaisansuk, V. Investigarea comportamentului de deformare la cald al oțelului inoxidabil duplex tip 2507.Metal.Alma Mater.transă.48, 95–108 (2017).
Zhou, T. şi colab.Efectul laminarii la rece controlate asupra microstructurii și proprietăților mecanice ale oțelului inoxidabil super-duplex SAF 2507 modificat cu ceriu.Alma Mater.știința.Britannia.A 766, 138352 (2019).
Zhou, T. şi colab.Proprietăți structurale și mecanice induse de deformarea termică a oțelului inoxidabil SAF 2507 super-duplex modificat cu ceriu.J. Alma mater.rezervor de stocare.tehnologie.9, 8379–8390 (2020).
Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. și Zheng, K. Efectul elementelor pământurilor rare asupra comportamentului de oxidare la temperatură înaltă a oțelului austenitic. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. și Zheng, K. Efectul elementelor pământurilor rare asupra comportamentului de oxidare la temperatură înaltă a oțelului austenitic.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. și Zheng K. Influența elementelor pământurilor rare asupra comportamentului oțelului austenitic la oxidare la temperatură înaltă. Zheng, Z., Wang, S., Long, J., Wang, J. și 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. și Zheng, K.Zheng Z., Wang S., Long J., Wang J. și Zheng K. Influența elementelor pământurilor rare asupra comportamentului oțelurilor austenitice la oxidarea la temperatură înaltă.koros.știința.164, 108359 (2020).
Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efectele Ce asupra microstructurii și proprietăților oțelurilor inoxidabile superferitice 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efectele Ce asupra microstructurii și proprietăților oțelurilor inoxidabile superferitice 27Cr-3.8Mo-2Ni.Li Y., Yang G., Jiang Z., Chen K. și Sun S. Influența Se asupra microstructurii și proprietăților oțelurilor inoxidabile superferitice 27Cr-3,8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Ce 对27Cr-3.8Mo-2Ni 超铁素体不锈钢的显微组织和性能的影响 Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efectul Ce asupra microstructurii și proprietăților oțelului inoxidabil super-oțel 27Cr-3.8Mo-2Ni. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Влияние Ce на микроструктуру и свойства суперферритной нержавеюющ-ей нержавеюющ-ей 28Cr-2. Li, Y., Yang, G., Jiang, Z., Chen, C. & Sun, S. Efectul Ce asupra microstructurii și proprietăților oțelului inoxidabil superferitic 27Cr-3,8Mo-2Ni.Semn de fier.Steelmak 47, 67–76 (2020).